INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL APLICAR SOLDADURA MIG (METAL GAS INERT), EN UN ACERO INOXIDABLE

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2 INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL ESCUELA SUPERIOR DE INGENIERÍA MECÁNICA Y ELÉCTRICA INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL APLICAR SOLDADURA MIG (METAL GAS INERT), EN UN ACERO INOXIDABLE TESIS PROFESIONAL QUE PARA OBTENER EL TITULO DE INGENIERO MECÁNICO PRESENTA: C. ADRIÁN I. OROPEZA SERRANO C. JAVIER OREGON JOAQUIN ASESOR: M. EN I. JESÚS GARCÍA LIRA COASESOR: DR. MARTÍN DARÍO CASTILLO SÁNCHEZ MÉXICO D.F. 2015

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4 AUTORIZACIÓN DE USO DE OBRA INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL P r e s e n t e Bajo protesta de decir verdad el [los/la(s)] que suscribe (n) OROPEZA SERRANO ADRIAN I. Y OREGON JOAQUIN JAVIER (se anexa copia simple de identificación oficial), manifiest (o/amos) ser autor (a/es) y titular (es) de los derechos morales y patrimoniales de la obra titulada INFLUENCIA EN LAS PROPIEDADES MECÁNICAS AL APLICAR SODADURA MIG (METAL INERT GAS), en adelante La Tesis y de la cual se adjunta copia, por lo que por medio del presente y con fundamento en el artículo 27 fracción II, inciso b) de la Ley Federal del Derecho de Autor, otorgo (gamos) al Instituto Politécnico Nacional, en adelante El IPN, autorización no exclusiva para comunicar y exhibir públicamente total o parcialmente en medios digitales EN EL REPOSITORIO INSTITUCIONAL, La Tesis por un periodo (de) INDEFINIDO contado a partir de la fecha de la presente autorización, dicho periodo se renovará automáticamente en caso de no dar aviso expreso a El IPN de su terminación. En virtud de lo anterior, El IPN deberá reconocer en todo momento mi (nuestra) calidad de autor (a/es) de La Tesis. Adicionalmente, y en mi (nuestra) calidad de autor (a/es) y titular (es) de los derechos morales y patrimoniales de La Tesis, manifiest (o/amos) que la misma es original y que la presente autorización no contraviene ninguna otorgada por el [los/la(s)] suscrit [os/a(s)] respecto de La Tesis, por lo que deslind (o/amos) de toda responsabilidad a el El IPN en caso de que el contenido de La Tesis o la autorización concedida afecte o viole derechos autorales, industriales, secretos industriales, convenios o contratos de confidencialidad o en general cualquier derecho de propiedad intelectual de terceros y asumo (asumimos) las consecuencias legales y económicas de cualquier demanda o reclamación que puedan derivarse del caso. México, D. F., 06 de Marzo del Atentamente C. ADRIAN I. OROPEZA SERRANO C. JAVIER OREGON JOAQUIN

5 A Nancy N. Tabares Durante este gran proyecto que iniciamos juntos hoy tengo la satisfacción de poder compartir contigo mi más grande logro, que en gran parte es gracias a ti, gracias a tu apoyo, tu cariño y tu amor. Eres mi impulso para seguir adelante ahora y en momentos claves en este trayecto y es por eso que has de saber del privilegio que tengo para poder agradecer desde lo más profundo de mi corazón y alma todo tu tiempo y dedicación que me has brindado durante esto años juntos. Espero y continuemos cosechando éxitos juntos y solo me queda recordarte que Te amo. A mi madre Me siento muy feliz de poder agradecerte de esta manera lo mucho que me has apoyado, cuidado, amado y no solo me refiero a mi carrera académica sino en general, la vida me puso pruebas y no pudo ser de otra manera porque así debía ser y no existió ningún momento en el que no contara contigo. Dios me ha premiado por tener una madre como tú. Por eso te dedico mis triunfos que también son tuyos de mi hermano y mis hermanas. Los amo. A mi tío C.P Ricardo Elizalde y mi tia Lourdes Serrano Sabiendo que jamás encontraré la forma de agradecer su constante apoyo y confianza, sólo espero que comprendan que mis ideales, esfuerzos y logros han sido también suyos e inspirados en ustedes. No hay recompensa alguna que se pueda pagar en esta vida en comparación de lo mucho que han hecho por mí. Con amor gracias. C.P Alejandro Delgado Ortiz He de agradecerte el estar al pendiente de mis pasos, preocupándote y viviendo a nuestro lado como parte de la demostrándome que se puede. Gracias. Profesores M. en I. Lira y M. en C. Arenas Un agradecimiento singular a nuestros profesores por guiarnos en este proceso, ayudarnos y sobre todo por compartir con nosotros su conocimiento. Muchas gracias Y a todas aquellas personas que comparten conmigo este triunfo. Gracias

6 I N D I C E G E N E R A L Página INDICE DE FIGURAS INDICE DE TABLAS RESUMEN ABSTRACT OBJETIVO GENERAL Y PARTICULARES INTRODUCCIÓN i ii iii iv CAPÍTULO I. GENERALIDADES Definición de acero inoxidable Tipos y clasificación de los aceros inoxidables Los aceros inoxidables austeníticos Acero inoxidable austenítico HK Propiedades mecánicas Relaciones de fase en el sistema Fe-Cr-Ni Fases intermedias en aceros austeníticos Carburos y fases intermetálicas Influencia de los elementos de aleación de aceros inoxidables Precipitación de carburos Metalurgia de la soldadura Aspectos generales El ciclo térmico y su importancia Ciclo térmico y distribución de la temperatura Factores que influyen en los cambios de temperatura 33 durante la soldadura por arco 1.7. Solidificación en la soldadura Crecimiento epitaxial El baño de fusión Células, dendríticas y microsegregación. 39

7 CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO Conceptos generales Principio de soldadura MIG/MAG Parámetros de soldadura Proceso de soldadura MIG Equipo básico Adición de gas Alimentación en hilo Pistola de soldadura Beneficios del sistema MIG Características del proceso Equipo para la soldadura MIG Tipo de corriente y polaridad Transferencia del metal Transferencia por arco cortocircuito Transferencia globular Transferencia por spray Transferencia por arco pulsado Mezcla de gases para proceso MIG Electrodo (Microalambre) Características sobresalientes Usos y aplicaciones generales Efectos de la soldadura Características térmicas de la soldadura Características estructurales de la unión soldada Soldabilidad de aceros inoxidables Austeníticos Sensitización (corrosión intergranular CIG) Ataque de línea de cuchillo (Knife line attack KLA ) Fisuración en caliente y la influencia de la ferrita Diagrama de Schaeffler Formación de fase sigma Selección de electrodos para acero inoxidable (Diagrama de Schaeffler). 80

8 CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL Introducción Característica de los materiales Metal base Aplicación de la soldadura MIG Metal de aporte Parámetros de operación Equipos utilizados Ensayos realizados a las probetas soldadas Ensayo de Tensión Ensayo Metalográfico Ensayo de Dureza Dureza Vickers. 95 CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS Material Cambios microestructurales observados Evaluación de los cambios microestructurales por medio de medidas de microdureza 4.4. Evaluación del ensayo de tensión Discusión de resultados Conclusiones 103 REFERENCIAS BIBLIOGRAFICAS 105

9 INDICE DE FIGURAS Página CAPITULO I. GENERALIDADES Diagrama ternario justo por debajo del punto de fusión a 1100 C. Fuente: Columbier Distribución de fases aproximadamente a 1300 C, muestra la línea de liquidus(continua) y la línea de solidus(punteadas). Fuente: Columbier Sección del sistema fe-cr-ni a 650 C mostrando la estabilidad de la fase sigma sobre un extenso rango de composiciones. Fuente: (HPSS, 2003) Sección correspondiente al 70% de hierro en los que se aprecian Los Posibles modos de solidificación, como composición de la función.fuente Di Carpio Muestra del diagrama 18Cr-8Ni-c, se observa la presencia de carburos en el rango C. Fuente: Avner Aparición de la fase sigma en el diagrama Fe-Cr-Ni a 650 C Las diferentes zonas de unión soldada Distribución de temperatura en la pieza soldada Distribución de temperatura de una sección cualquiera a lo largo del eje X. Las curvas representan instantes en tiempos diferentes T1, T2 y T3 durante la soldadura. Fuente Metalurgia de la soldadura Muestra de crecimiento columnar de los granos desde la línea de fusión Dinámica de líquido en el baño de fusión, en un acero inoxidable, modelo calculado después de 25 segundos de iniciado el arco. Fuente Vitek, Comparación de las formas del baño de fusión. Fuente ASM Estabilidad del frente de solidificación liquido- solido. Fuente ASM. 40

10 1.14. Efecto del gradiente térmico sobre la morfología en la solidificación, G₁ crecimiento planar; G₂ crecimiento celular; G₃ crecimiento dendrítico celular. Fuente ASM Variación de la composición a lo largo de la región intercelular corte A-A y atreves del núcleo hacia la periferia región B-B. Fuente: ASM. 42 CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO Distribución entre diferentes métodos de soldeo en Europa Occidental. MMA (manual Metal Arc Welding), soldadura de arco eléctrico Metálico, manual,saw (Submerged Arc Welding), soldadura por arco revestido; FCW (Flux Cored Arc Welding), soldadura con alambre tubular Principio de la soldadura MIG/ MAG: (1) arco eléctrico; (2) alambre; (3) carrete porta alambre; (4) rodillos de alimentación; (5) conducto flexible; (6) manguera; (7) pistola de soldadura; (8) fuente de corriente; (9) boquilla de contacto; (10) gas protector; (11) toberas de gas y (12) baño de fusión Soldadura metálica con arco eléctrico y gas (GMAW) Pistola para soldadura metálica con arco eléctrico y gas Proceso de soldadura MIG Aplicación de soldadura usando como gas de protección Helio Diagrama del proceso de soldadura MIG Pistola y equipo de control del gas protector Posición de soldeo en metal base Equipo para soldadura MIG Grafica de curva estática para corriente Oscilografías de un ciclo típico de transferencia Soldadura por spray Técnica de pulverización de soldadura por arco pulsado Forma del arco spray en la soldadura MIG Gases empleados en soldadura MIG. 62

11 2.17. Solidificación progresiva del metal fundido en un pocillo de soldadura: a) curva de enfriamiento con expresión de las diferentes estructuras b) vista isotérmica del pocillo de soldadura c) líneas isotermas entorno al pocillo Barras de acero calentadas en el centro Regiones (estructuras) presentes en una unión soldada Zonas de unión por soldaduras en muestras en V Cordón de soldadura en el metal soldado Zona afectada por el calor ZAC Diferencia en la distribución del cromo en una micro estructura sensitizada y no sensitizada Relación Tiempo-Temperatura para producir susceptibilidad a la corrosión intergranular en un acero 304 con varios contenidos de carbono Diagrama de Schaeffler Diagrama de DeLong Diagrama de Schaeffler El diagrama Schaeffler 1949, nos muestra una descripción Cuantitativa sobre todo en el contenido de ferrita. Fuente: D.L Olson. 82 CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL Muestra de un tubo de acero HK-40 fundido Junta en V para chapas y placas Partes principales del proceso de soldadura MIG Aplicación de la soldadura MIG Maquina fresadora recta Probetas de tensión después del proceso de soldadura Ensayo de tensión- deformación Representación esquemática de la huella y punta piramidal Vickers. 95

12 CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS 4.1 Micro estructura del acero 310 original a 100X Muestra dos zonas diferentes, el metal base, la zona afectada térmicamente y la zona de Fusión. Observándose una estructura de cristal de ferrita 100X Se observa una estructura del tipo dendrítica en la zona de fusión 100X La micrografía se observa cristales de ferrita Toma de durezas en la probeta Variación de micro dureza desde el metal base hasta la unión soldada. 102

13 INDICE DE TABLAS CAPITULO I. GENERALIDADES. Página 1.1. Propiedades Mecánicas a temperatura ambiente Estructura cristalina y principales precipitados en aceros austeníticos. Fuente: Soumali Elementos formados de ferrita y austenita Tipos de carburos Factores de eficiencia de soldadura. 33 CAPÍTULO II. MARCO TEÓRICO Tipos de gases utilizados para la soldadura MIG Alambres de acero inoxidable para el proceso MIG. 63 CAPÍTULO III: METODOLOGÍA EXPERIMENTAL Composición química de acero HK Composición química de micro alambre Características del micro alambres Reactivos utilizados para revelar la micro estructura. Fuente; ASM. 94 CAPÍTULO IV: ANÁLISIS Y DISCUSIÓN DE LOS RESULTADOS Valores de micro dureza desde el metal base a la zona de fusión Resultados obtenidos del ensayo de tensión. 103

14 RESUMEN La importancia de este trabajo se basa en la aplicación de una soldadura MIG (Metal Inert Gas), en tuberías de acero inoxidable fundidos del tipo austenítico HK40, conocido por la norma ACI (Alloy Casting Institut), desde el punto de vista metalúrgico, correlacionando los cambios en la microestructura con las propiedades mecánicas del material y resistencia a la corrosión. Debido a la variación de su composición química de estos aceros, se requiere de especiales consideraciones durante su soldadura. Una de las preocupaciones en la industria y tecnología es el conocimiento de sus mecanismos de falla, así como a las temperaturas en las cuales estos mecanismos se aceleran por la química de dichas aleaciones. En la parte experimental de la tesis se prepararon muestras de este acero fabricado por fundición, la cual se le realizo una bisel de forma V y soldado con microalambre de acero inoxidable por el proceso de soldadura GMAW (Gas Metal Arc Welding), donde el efecto de la temperatura modificara las propiedades mecánicas y estructurales del acero, obteniéndose con esto un cambio microestructural. La evaluación de estas probetas se realizó mediante análisis metalográfico, ensayo de tensión y microdureza. Con los resultados obtenidos, se podrá predecir los problemas de fabricación y aplicación de soldadura en el material base utilizado. El estudio parte del análisis de los efectos del proceso de soldadura, considerando el campo mecánico y metalográfico. Este acero resistente a la alta temperatura como el HK40, es usado para partes estructurales sometidas a esfuerzos térmicos por arriba de 1150ºC, cuya estructura es del tipo austenítico estable sobre un rango de temperatura. 1

15 JUSTIFICACIÓN En este trabajo se ha de realizar un estudio de la soldadura (MIG) en el acero austenítico AISI 310, enfocando los problemas que presenta durante este proceso y su efecto en las propiedades mecánicas (fallas). De acuerdo a esto se observa desde el punto de vista metalúrgico, además de relacionar los efectos de la composición en la soldabilidad de los aceros inoxidables. En la parte experimental se comparó los cambios microestructurales ocasionados por la soldadura (MIG), en el acero austenítico AISI 310, teniendo en cuenta las condiciones operativas del proceso de soldadura. Además, mediante el análisis metalográfico y ensayos de microdureza se evaluaron y determinaron los cambios presentados (parámetros). Obteniéndose un producto confiable y validar el método propuesto, para garantizar la durabilidad de la soldadura. 2

16 OBJETIVO GENERAL Caracterizar las propiedades mecánicas y metalúrgicas de un acero inoxidable HK40 al que se le aplico soldadura GMAW (Gas Metal Arc Welding), como material de relleno en la soldadura de muestras con bisel de este acero, para la obtención de muestras metalográficas, resistencia a la tensión, dureza y microestructura. OBJETIVOS PARTICULARES Determinar mediante pruebas y ensayos las propiedades de las juntas soldadas Caracterizar la soldadura de las uniones soldadas del acero HK40 y comparar su análisis metalúrgico con el material de relleno. 3

17 INTRODUCCIÓN La presente tesis, tiene como objetivo determinar los cambios microestructurales que ocasiona el aporte de calor durante la soldadura y su efecto en las propiedades mecánicas de estos aceros. Además, se realiza un estudio de los principales problemas que presentan los aceros austeníticos soldados por este proceso. En este trabajo se desarrollarán cuatro capítulos: El primer capítulo se describe los antecedentes de los aceros inoxidables obtenidos por fundición, así como su clasificación, Normas que se aplican para los aceros inoxidables soldables, la soldabilidad de los mismos y finalmente la influencia de los elementos aleantes en los aceros inoxidables. El segundo capítulo, explica la soldabilidad, tipos, principios del proceso de soldadura, conocida como (GMAW Gas Metal Arc Welding), mezcla de los gases utilizados en este proceso y los tipos de electrodos. El tercer capítulo, describe la metodología experimental para el planteamiento de los experimentos y del desarrollo del proceso de soldadura. También, se indican los métodos de evaluación empleados, tales como: preparación metalográfica, ensayos de microdureza, ensayo de dureza. Además se mencionan los equipos utilizados en el desarrollo de la parte experimental El cuarto capítulo, se determinaron los cambios microestructurales presentes en las probetas de acero soldadas. Se trabajó específicamente en tres zonas: el metal base, la zona afectada térmicamente y la zona de fusión. Además, se compararon los cambios microestructurales ocurridos en la zona afectada térmicamente para las distintas probetas soldadas y por último, se mencionan las conclusiones de la tesis. 4

18 CAPITULO I GENERALIDADES 1.1. Definición de acero inoxidable Los aceros inoxidables son aleaciones a base de hierro, cromo, carbono y otros elementos, principalmente, níquel, molibdeno, manganeso y titanio, entre otros, contando con una resistencia particular a la corrosión. Naturalmente, la presencia de cada elemento en determinados porcentajes produce variaciones distintas de las características intrínsecas. Según norma europea EN 10088, se define a los aceros inoxidables como aquellas aleaciones férreas que contienen cromo en una proporción mínima del 10.5%. Los aceros inoxidables se pueden obtener por fundición (colados) y conformados por forja o rolados siendo manejados por diferentes normativas, los aceros fundidos que tienen un alto porcentaje de carbono, ya que para conformarlos deben tener una resistencia reducida y una ductilidad considerable a temperaturas de trabajo en caliente o en frío, lo cual no es necesario en la fundición. Con las fundiciones se logran obtener materiales cuyas composiciones estructurales son difíciles de obtenerse por medios mecánicos, los aceros inoxidables fundidos tienen dos series distintas de aleaciones; la primera corresponde a aquellas que son usadas generalmente para resistir medios corrosivos a temperaturas por debajo de 650 C y la segunda, de composiciones modificadas para proveer mayor resistencia a temperaturas elevadas, usadas para componentes estructurales que pueden operar por arriba de 1200 C. Las aleaciones fundidas de aceros inoxidables, son generalmente, clasificadas por el sistema ACI Alloy Casting Institut (Instituto de Fundición de Aleaciones), mientras que para el manejo de las aleaciones conformadas o forjadas se encarga el Instituto Americano del Hierro y Acero (AISI). El acero inoxidable puede ser clasificado en cinco familias diferentes, 4 de ellas corresponden a las particulares estructuras cristalinas formadas en la aleación: austenita, ferrita, martensita, y dúplex (austenita mas ferrita); mientras que la quinta 5

19 son las aleaciones endurecidas por precipitación, que están basadas más en el tipo de tratamiento térmico usado que en la estructura cristalina. La selección de los aceros inoxidables puede realizarse de acuerdo con sus características: Resistencia a la corrosión y oxidación a temperaturas elevadas Propiedades mecánicas Características de los procesos de transformación a que será sometido Costo total (reposición y mantenimiento) Disponibilidad del acero Tipos y clasificación de los aceros inoxidables Los aceros son aleaciones complejas en las que entran en juego múltiples elementos. Como ya se ha comentado los principales elementos después del hierro son el cromo, el carbono y el níquel. El porcentaje de dichos elementos y su variación cambia la porción de las fases presentes, lo cual da lugar a aceros inoxidables austeníticos, ferríticos, martensiticos y dúplex o austenoferríticos. Entre las clasificaciones más consideradas en el sector de los aceros inoxidables se encuentran en las normas AISI (American Iron and Steel Institute) y la SAE (Society of Automotive Engineers). Según estas sociedades los aceros inoxidables se subdividen en: Aceros inoxidables martensiticos. Son la primera rama de los aceros inoxidables simplemente al cromo. Representa una porción de la serie 400, sus características son: Moderada resistencia a la corrosión Endurecibles por tratamiento térmico y por lo tanto se pueden desarrollar altos niveles de resistencia mecánica y dureza. Son magnéticos 6

20 Debido al alto contenido de carbono y la naturaleza de su dureza, es pobre su soldabilidad. Los martensíticos son esencialmente aleaciones de cromo y carbono. El contenido de cromo es generalmente de 10.5 a 18% y el de carbono es alto, alcanzando valores de hasta 1.2%. Aceros inoxidables ferríticos. Estos aceros mantienen una estructura ferrítica estable desde la temperatura ambiente hasta el punto de fusión, sus características son: Resistencia a la corrosión de moderada a buena, la cual se incrementa con el contenido de cromo y algunas aleaciones de molibdeno. Endurecidos moderadamente por trabajo en frío: no puede ser endurecidos por tratamiento térmico. Son magnéticos. Su soldabilidad es pobre por lo que generalmente se eliminan las uniones por soldadura a calibres delgados. Los ferríticos son esencialmente aleaciones con cromo. El contenido de cromo es usualmente de 10.5 a 30% pero con contenidos limitados de carbono del orden de 0.08%. Aceros inoxidables austeníticos. Su popularidad se debe a su excelente formabilidad y superior resistencia a la corrosión, sus características son las siguientes: excelente resistencia a la corrosión. endurecidos por trabajo en frío y no por tratamiento térmico. excelente soldabilidad. excelente factor de higiene y limpieza. formado sencillo y de fácil transformación. tiene la habilidad de ser funcionales en temperaturas extremas. son no magnéticos. 7

21 Hay tres clases de aleaciones fundidas resistentes al calor y que tienen las siguientes características generales: 1. Contienen de 8 a 30% de cromo y poco níquel, tienen baja resistencia a temperaturas elevadas, pero excelente resistencia a la oxidación y son usados bajo condiciones oxidantes y en cargas estáticas dadas a temperatura constante. 2. Contienen más del 19% de cromo y más de 9% de níquel, son utilizados bajo condiciones oxidantes para resistir cargas moderadas a temperaturas medias. 3. Contienen más de 10% de cromo y más de 23% de níquel, el contenido de níquel más que el cromo, son para usarse como protectores en condiciones oxidantes para resistir gradientes de temperatura severos, tales como en partes que están a temperatura constante en servicio. Los austeníticos se obtienen adicionando elementos formadores de austenita, tales como níquel, manganeso y nitrógeno. El contenido de cromo generalmente varia del 16 al 26% y su contenido de carbono es del rango de 0.03 al 0.08%. El cromo proporciona una resistencia a la oxidación en temperaturas aproximadas de 650⁰C en una variedad de ambientes Los aceros inoxidables austeníticos En la familia de los aceros inoxidables austeníticos, se distinguen dos grupos como ya se ha mencionado: el de los austeníticos al cromo-níquel, por una parte y al cromo-manganeso-níquel por otra. El primer grupo es el más importante dado que a él pertenecen la mayor parte de los aceros inoxidables comúnmente empleados, y está compuesto por aleaciones hierro-carbono-cromo-níquel con aporte ocasional de otros elementos, como el molibdeno, el titanio, el niobio, etc. El segundo grupo es cuantitativamente más modesto y está formado por aleaciones de hierro-carbonomanganeso-níquel con contenido de níquel inferior al 6%. 8

22 Los 31 aceros inoxidables del grupo austenítico tienen diferentes composiciones y propiedades, pero muchas características son comunes. Ellos pueden ser endurecidos por trabajo en frío, pero no por tratamiento térmico. En condición recocida todos son no-magnéticos, aunque algunos podrían llegar a ser ligeramente magnéticos por trabajo en frío. A temperatura ambiente los aceros de las series 300 y 200 retienen austenita en su estructura. Esta tiene una estructura cristalina tipo FCC, cúbica centrada en las caras, la cual es estable en el rango de temperaturas entre 912 C y 1394 C. Mientras que la resistencia a la corrosión es su principal atributo, estos aceros también son seleccionados por sus excelentes propiedades mecánicas a elevada y baja temperatura. También son considerados los aceros más fácilmente soldables de los aceros inoxidables, y, pueden ser soldados por todos los procesos de soldadura por fusión y resistencia Acero inoxidable austenítico HK-40 Su Nombre comercial es HK-40, y su composición es de 26% Cr-20% Ni y su nombre comercial es UNS número j Las aleaciones HK 40, es un acero austenítico, su estructura principal es la austenita estable en cualquier rango de temperatura, como fundición contiene carbonos masivos presentes como redes dispersas (M 23 C 6, M 7 C y MC), después de un tiempo de temperatura de servicio estos se precipitan a carburos granulares finos, dando a la aleación alta resistencia al deslizamiento. Las aleaciones HK, se usan para partes, que requieren alta resistencia al calor y corrosión como la fabricación de tubería fundida centrifugada. Estos aceros fundidos están constituidos de Fe-Cr-Ni; debido al alto contenido de cromo, estas aleaciones tienen buena resistencia a la oxidación, sulfuración y abrasión a temperaturas por arriba de 650 C. Los altos contenidos de carbono en estas aleaciones, tienen una alta resistencia a la ruptura por deslizamiento, a través de los carburos precipitados a temperaturas elevadas de servicio. 9

23 Propiedades Mecánicas La tabla 1.1, muestra valores representativos a temperatura ambiente las propiedades mecánicas del acero HK40, por la norma ASTM y SAE: Tabla 1.1. Propiedades mecánicas a temperatura ambiente Resistencia a la tensión Límite elástico 75 Ksi (517 Mpa) 50 Ksi (345 Mpa) % de elongación 17% en 2 pulg. Dureza Módulo de elasticidad Resistencia al impacto (Charpa) 170 HB En tensión a 21 C 27X10 6 PSI 22 Ft. Lb. Como fundición: Resistencia a la tensión 75 ksi (517 MPa); Límite elástico 50 ksi (345 MPa); Elongación 17% en 2 in. Envejecido en 24 horas a 760ºC. Enfriado al aire: Resistencia a la tensión 50 ksi (586 MPa); Límite elástico 50 ksi (345 MPa), elongación 10% en 2 in. Mínimo para la norma ASTM (A297), resistencia a la tensión 65 ksi (448 MPa), Límite elástico 345 ksi (241 MPa), elongación 10% en 2 in. Composición química por norma ASTM Límites de la composición: (a). 0.20% a 0.60%C; 20%Mn máx.; 2.0% Si máx.; 0.04% P máx.; (b). 24% a 28% Cr; 18 a 22% Ni; resto de fierro. 10

24 1.3. Relaciones de fase en el sistema Fe-Cr-Ni. Los aceros inoxidables son aleaciones complejas en las que entran en juego múltiples elementos. Como ya se comentó, los principales elementos después del hierro son el cromo, níquel y carbono. El sistema ternario Fe-Cr-Ni, proporciona una visión aproximada de este sistema complejo. Este sistema ternario, delinea las dos fases primarias, austenita (γ) y ferrita (α), las cuales distinguen las tres principales familias: austeníticos, ferriticos y austenoferríticos. El cromo es el elemento principal de los aceros inoxidables. El cromo representa un papel primordial no sólo en los aceros que contienen este único elemento, sino también en todos los demás. El cromo forma parte de los elementos alfágenos, que aumentan la existencia del hierro alfa (α) o ferrita y disminuyen la existencia el campo del hierro gamma (γ) o austenita. Asimismo, el níquel actúa de dos formas esenciales. Primero, aumenta el campo de estabilidad de la austenita; los aceros que contienen poco carbono y que contienen más de 24% de níquel, presentan una estructura austenítica a temperatura ambiente. Segundo, el níquel también contribuye a la formación de la película pasivante en la superficie de los aceros inoxidables. Las acciones alfágenos del cromo y gammágena del níquel, se combinan produciendo aleaciones cuyas estructuras son variadísimas. La introducción de una cantidad suficiente de níquel en el acero al 18% de cromo lo hace austenítico, lo que asegura mejores propiedades mecánicas, menor tendencia al crecimiento de grano y mayor resistencia a la corrosión. Una sección del sistema Fe-Cr-Ni a 1100 C se muestra en la figura 1.1. Esta sección provee una razonable representación de las relaciones entre las fases primarias, para las familias de aceros. En dicha figura, se aprecia los límites de las zonas de estabilidad de las dos fases: ferrita y austenita. Las regiones de la figura 1.1 muestran las tres familias de aleaciones: Austenítico dentro del campo gamma, ferrítico dentro del campo alfa y austeno-ferrítico dentro del campo mixto alfa-gamma (α+γ). La figura 1.2 muestra la variación en que el campo de la austenita es menor en comparación a la figura

25 Aceros austeníticos γ, Aceros ferríticos α y Aceros dúplex α+γ Figura 1.1. Diagrama ternario justo por debajo del punto de fusión a 1100 C. Fuente: Columbier. Figura 1.2. Distribución de fases aproximadamente a 1300 C, muestra la línea del liquidus (continua) y la línea del sólidus (punteada). Fuente: Columbier. 12

26 Esta sección indica las aleaciones de una fase o de dos fases. Generalmente se aplica para condiciones de servicio a alta temperatura para los distintos aceros austeníticos. Incluso para aquellos que contienen distintos elementos de aleación como molibdeno, nitrógeno, etc. Además, en esta sección, no se observan fases intermedias las cuales son estables a temperaturas menores que 1000 C, como la fase sigma (compuesto intermetálico, FeCr). La figura 1.3 representa el corte horizontal a 650 C del sistema Fe- Cr- Ni. La fase sigma, es la fase más encontrada a esta temperatura, la cual es dañina para las propiedades mecánicas y la resistencia a la corrosión. En este diagrama se observa que las regiones de una sola fase γ y α se encuentran separadas por la de dos fases γ+α.se aprecia también que cuando el contenido de cromo sobrepasa el 20% aparece la fase sigma σ. Figura 1.3. Sección del sistema Fe-Cr-Ni a 650 C mostrando la estabilidad de la fase sigma sobre un extenso rango de composiciones. Fuente: (HPSS, 2003). Para altos contenidos de cromo (mayores al 20%), se presentan grandes cantidades de fase sigma tanto en los aceros austeníticos y ferriticos. La posición de la región de dos fases depende de la temperatura. Cuando la temperatura desciende por debajo de los 650 C la región bifásica se desplaza hacia la izquierda y su posición 13

27 se extrema a 20 C. Cuando la temperatura se eleva, esta región se desplaza hacia la derecha y su posición se extrema hasta los 1100 C. La aleación base 18% de Cr y 8% de Ni se encuentra representada en la figura 1.3 por un punto. Es fácil observar que, para obtener con un 18% de cromo la estructura austenítica deberá haber necesariamente un 8% de níquel. Si disminuye el contenido de níquel la aleación será bifásica en todo el intervalo de temperatura, incluida la temperatura ambiente; el aumento del cromo por encima del 18%, siendo 8% el contenido del níquel conduce a los mismos resultados. Cuando el contenido de cromo es menor que l4-15%, en la estructura aparece la fase alfa, a temperaturas inferiores de 650 C. El estado estructural de las aleaciones con el 18% de cromo y el 8-15% de níquel puede ser estable o inestable dependiendo de la composición. Por ejemplo, la austenita del acero con el 18% de Cr y el 8-10% de níquel es inestable. Su enfriamiento en la región de temperaturas negativas o la deformación plástica a temperatura ambiente hacen que se forme martensita. En la aleación con el 18% de Cr y el 10-12% de níquel, la formación de martensita puede ser provocada por deformación a temperaturas inferiores de 0 C. Para altas temperaturas esta aleación debe ser completamente austenítica. En cambio, con las aleaciones con el 18% de Cr y más de 14% de níquel, la austenita es estable. Ni el enfriamiento, ni la deformación a bajas temperaturas hacen que se forme fase ferrita o fase α. Los aceros al cromo-níquel, como es natural, no son aleaciones Fe-Cr-Ni puras, sino que contienen impurezas. Estas impurezas disolviéndose en las fases principales austenita y ferrita influyen en las condiciones de equilibrio y en la cinética de la transformación austenita ferrita. Pero si las impurezas forman nuevas fases como carburos, nitruros, intermetales u otras fases, pueden cambiar considerablemente las propiedades mecánicas del acero y su resistencia a la corrosión, aunque su influencia en la transformación γ α, no es relevante. Como se dijo anteriormente, el diagrama Fe-Cr-Ni provee una visión bastante cercana del comportamiento metalúrgico de los aceros austeníticos. La sección más 14

28 relevante del diagrama Fe-Cr-Ni, es la región correspondiente al 60 % y 70% de hierro, la cual se utiliza para explicar la solidificación de los aceros austeníticos. En la figura 1.4, se pueden apreciar los distintos modos de solidificación: austenítico (A), austenítico-ferrítico (AF), ferrítico- austenítico (FA), ferrítico (F). En este diagrama se aprecia que la ocurrencia de estos modos depende de la composición, especialmente de dos elementos: cromo y níquel. Figura 1.4. Sección correspondiente al 70% de hierro en la que se aprecia los posibles modos de solidificación, como función de la composición. Fuente: Di Caprio Fases intermedias en aceros austeníticos. Los aceros austeníticos se comprenden metalúrgicamente examinando el sistema Fe-Cr-Ni, como hemos visto este diagrama delínea las dos fases principales, austenita y ferrita. Sin embargo, elementos de aleación como el molibdeno, nitrógeno, carbono y en el caso de aceros estabilizados, el titanio y niobio, introducen fases secundarias, las cuales en algunos casos son perjudiciales para las propiedades mecánicas. Es necesario comprender el mecanismo de ocurrencia de dichas fases para prever las condiciones óptimas de uso de dichos aceros. 15

29 Las fases intermedias de una aleación son aquellas con composiciones químicas intermedias entre dos o más metales y generalmente tienen estructuras cristalinas diferentes a la de éstos. Entre los principales precipitados que pueden presentarse durante el enfriamiento o calentamiento, para una temperatura y tiempo determinado, ya sea en condiciones de servicio a alta temperatura o en la fabricación (soldadura), se encuentran los carburos, nitruros y fases intermetálicas. Este punto es una breve revisión de los principales precipitados en los aceros austeníticos, en particular de los aceros resistentes a altas temperaturas, no es propósito dar una descripción detallada de la precipitación en los aceros de la familia AISI Carburos y fases intermetálicas. a). Los precipitados MX: Los carbonitruros, ocurren cuando se agregan a la aleación fuerte formadores de carburos y nitruros (Ti, Nb, V, Ta, etc.) con los siguientes propósitos: 1. Estabilizar la aleación para contrarrestar la corrosión intergranular. Para esto, se realiza un tratamiento de estabilización, el cual se conduce entre los 850 y 900 C, con la finalidad de mantener la propiedad de inoxidabilidad del acero, este tratamiento, se lleva cabo preferentemente con aceros estabilizados 321 y Proveer buenas propiedades mecánicas a altas temperaturas, cuando éste es el principal objetivo. Para esto se lleva a cabo un tratamiento de disolución de carburos, para disolver lo máximo posible de MX, con la finalidad que precipiten bajo condiciones de servicio a alta temperatura y mejorar su resistencia al creep. Un típico tratamiento es minutos a 1100 o 1250 C. 16

30 Muchos estudios, se han centrado en la precipitación de las fases MX, también sobre su apropiado contenido, para obtener las mejores propiedades mecánicas, después de la precipitación. La solubilidad de estos precipitados, es esencial para determinar el comportamiento del acero con respecto a su precipitación. Los principales precipitados son: TiC, TiNb, NbC, NbN, tienen estructura del tipo F.C.C. Estos precipitados usualmente forman dislocaciones en la matriz, precipitando en los límites de grano o sublímites de grano y tienen una forma cuboidal después de largos períodos de permanencia a altas temperaturas. El titanio y niobio se agregan con la finalidad de estabilizar el carbono y el nitrógeno, además de reducir la solubilidad del carbono en austenita. La solubilidad está determinada por la siguiente fórmula: H log[ M ][ X ] A (1.1) T Dónde: Log M, es el porcentaje en peso del elemento estabilizante, en solución en la matriz y log X, representa el elemento intersticial (carbono y nitrógeno). El producto MX, se refiere a menudo como producto de solubilidad. Diversos estudios se han centrado en determinar dos parámetros: H, la entalpía de solución y A una constante. Para la solubilidad del titanio y niobio en austenita se han encontrado las siguientes fórmulas: 6780 log[ Ti][ C] 2,97 (1.2) T( K) 9350 log[ Nb][ C] 4,55 (1.3) T( K) Estas fórmulas son válidas para un acero 18%Cr-12%Ni, las concentraciones están en porcentaje en peso. Con respecto a los precipitados del tipo MX, es importante tener en cuenta dos factores. Primero, las cantidades correctas de M y X a ser agregadas y, segundo, las proporciones en que deben ser agregados para maximizar el producto de solubilidad [M][X], todo esto con la finalidad de obtener las mejores propiedades mecánicas. 17

31 Es importante conocer los límites de solubilidad de los precipitados. Sin embargo, los modernos aceros austeníticos, resistentes a altas temperaturas, a menudo contienen carbono y nitrógeno y más de un formador de carburos (Ti y Nb, Nb y V, etc.), por lo que se hace difícil estimar la solubilidad de estos carbonitruros multicomponentes, como por ejemplo: (Ti, Nb)(C, N). En aceros austeníticos estabilizados (AISI 321 y 347), que contienen elementos estabilizadores como titanio y niobio, la precipitación de los carburos NbC, TiC se realiza con la finalidad de proteger al acero de corrosión del tipo intergranular. Además, estos carburos mejoran la resistencia a altas temperaturas y precipitan en los límites de grano como finos carburos intergranulares. b). El carburo M 23 C 6 : Este carburo puede precipitar durante el enfriamiento o calentamiento en el rango de temperaturas entre C. Generalmente se realiza un tratamiento de recocido para disolver los carburos a altas temperaturas (mayor 1050 C), debido a que el carburo es soluble en austenita a altas temperaturas. Su composición es variable y están compuestos principalmente entre el 90%-30% de cromo y 1 a 2% de carbono. Entre otros elementos que substituyen parcialmente al cromo se encuentran el hierro, níquel, molibdeno. En la figura 1.5, se aprecia la presencia de carburos en la zona crítica de 500 a 850 C. Además, se observa que los carburos son solubles en austenita a altas temperaturas, pero su solubilidad disminuye a medida que la temperatura desciende. Por ejemplo, para un acero 0.2% de carbono, éste se disuelve cuando se calienta a C. Si enfriamos rápido desde esta temperatura el carbono se mantendrá en solución y obtendremos una austenita homogénea. En cambio, si enfriamos lentamente o si recalentamos el material en la zona de temperaturas en que los carburos son insolubles, éstos se precipitan y se separan de la masa austenítica. Para altas temperaturas (mayores a 1300 C) se observa la presencia de una zona mixta de ferrita delta δ y austenita γ. 18

32 Debido a las condiciones de no equilibrio (tasas de enfriamiento rápidas) propias de la soldadura, la fase ferrita α se presenta a temperatura ambiente como una fase en no-equilibrio. Figura 1.5. Muestra el diagrama 18Cr-8Ni-C, se observa la presencia de carburos en el rango de C. Fuente: Avner. El carburo M 23 C 6 es el principal carburo encontrado en los aceros austeníticos no estabilizados, para un típico acero AISI 304,310; su composición es 0,04%Cr- 0,65%Fe-0,11%Mo-0,22%C. Investigaciones han demostrado que la composición de este carburo puede variar en los inicios de la precipitación, además de depender del tipo de acero. c). El carburo M 6 C: Se le conoce como el carburo η. Además de presentarse como una fase menor, generalmente precipita después de largos periodos de permanencia a elevadas temperaturas. Su aparición está relacionada a constituyentes como molibdeno y niobio. 19

33 Su estructura es del tipo FCC y su composición puede ser rica en molibdeno ((FeCr) 21 Mo 3 C 6 ) o en niobio (Fe 3 Nb 3 C). Para composiciones ricas en molibdeno, como el acero AISI 316, su composición es cercana a (FeCr) 21 Mo 3 C 6. Weiss6 propuso su formación de acuerdo a la siguiente secuencia de transformación: M 23 C 6 (FeCr) 21 Mo 3 C 6 M 6 C. En cuanto a su precipitación, en los aceros de la familia 300 se ha presentado en un acero AISI 310, para 28,000 y 60,000 horas de servicio a 650 C, en pequeñas cantidades y asociado al carburo M 23 C 6. El nitrógeno parece tener gran influencia sobre la formación del M 6 C. Por ejemplo, no se ha encontrado en muestras de acero AISI 310 con 0,037% N después de 1000 horas a 900 C. Sin embargo, existe controversia ya que se presentó en un acero AISI 310 con 0,069% N después de 1 hora a 900 C. En el acero 347, la presencia de niobio parece promover la formación del carburo M6C, enriquecido en niobio. Kikuchi propuso la siguiente secuencia de transformación: Este mecanismo implica que el niobio esté en exceso. Si el niobio es menor que el requerido para la combinación con todo el carbono, no se presenta ninguna fase. La precipitación del M 6 C rico en niobio, generalmente se presenta sólo para largos periodos de permanencia a altas temperaturas. Con respecto a la bibliografía disponible sobre su precipitación, no se ha presentado para un acero 20%Cr-25%Ni, después de 1000 horas a 700 C. Sin embargo, en el caso de un acero 18-8 (304), se ha reportado su aparición para muy largos períodos de permanencia después de horas a 600 C, y para cortos períodos, después de 2000 horas a 800 C para el mismo acero. 20

34 d). Fase sigma σ: Entre las principales fases intermetálicas se encuentran las fases sigma σ y chi χ. La fase sigma tiene una celda unitaria tetragonal Fe-Cr con 30 átomos por celda unitaria, su composición varía extensamente y es difícil dar una fórmula. Por ejemplo: para un acero 20%Cr-25%Ni-(4,5-6%)Mo, se tiene la siguiente composición: (35-43%)Fe; (0-1%)Si; (1-9%)Mn; (27-32%)Cr; (10-16%)Mo y (8-15%)Ni. En cambio, en un acero AISI 316 la composición es la siguiente: 44%Fe; 29,2%Cr y 8,3%Mo. Si observamos el diagrama Fe-Cr-Ni, se aprecia que para composiciones mayores del 20% de cromo esta fase se presenta en gran proporción. En la figura 1.6 se representan las secciones correspondientes a 650 C. El límite máximo de estabilidad de la fase es aproximadamente 1050 C, cualquier precipitación ocurre por debajo de esta temperatura. Su formación se favorece en el rango de temperaturas entre los 550 a 1050ºC. Figura 1.6. Aparición de la fase sigma en el diagrama Fe-Cr-Ni a 650 C. 21

35 La fase sigma es más propensa a ocurrir en aceros ferriticos, aceros dúplex y en la mayoría de los grados austeníticos. Debido a que la velocidad de difusión es más rápida en la ferrita que en la austenita, la cinética de reacción es mayor en aquellas composiciones que contienen ferrita. En cuanto a su precipitación, suele presentarse en las interfaces austenita-ferrita, ferrita-ferrita. La fase sigma es dañina para la tenacidad en las composiciones que contienen ferrita, pero también afecta adversamente la tenacidad y la corrosión cuando está presente en austenita. e). La fase χ (chi): Esta es una fase menor y se encuentra principalmente en un acero 316 arriba de los 750 C para muy largos tiempos de permanencia. Además, tiene una cinética de precipitación similar que la fase sigma. En cuanto a su estructura cristalina, tiene una forma tipo BCC (cúbica centrada en el cuerpo). La celda unitaria contiene 58 átomos por celda. Una típica composición es Fe 36 Cr 12 Mo 10, la cual tiene como principales elementos al hierro, cromo y molibdeno, aunque también puede presentarse níquel y titanio. Generalmente esta fase precipita en los límites de grano, pero también en sitios intragranulares sobre las dislocaciones. La fase χ también reduce la tenacidad y la resistencia a la corrosión, pero estos efectos son difíciles de cuantificar, dado que su ocurrencia es menor en comparación con la fase sigma. Entre los precipitados menores se encuentran los nitruros de cromo. El uso del nitrógeno en los aceros austeníticos favorece la estabilidad de la fase austenita a altas temperaturas; sin embargo, provoca la precipitación de nitruros de los cuales el Cr 2 N es el más común. Se caracterizan por una morfología alargada y esferoidal y suelen precipitar dentro de la fase ferrita o en las interfaces ferrita-ferrita o ferritaaustenita. Al igual que los carburos, un enfriamiento o calentamiento lento dentro de un rango intermedio de 650 C a 950 C, provocará la precipitación de nitruros intergranulares, los cuales son perjudiciales para la resistencia de la corrosión. 22

36 Usualmente aparecen como finos precipitados, además que son muy difíciles de distinguir de los carburos y la fase sigma. Es importante señalar que los precipitados más comunes que suelen presentarse durante la soldadura de los aceros austeníticos, son el carburo del tipo M 23 C 6 y la fase sigma σ. La tabla 1.2, muestra la estructura cristalina y principales precipitados en los aceros austeníticos. Tabla 1.2. Estructura cristalina y principales precipitados en aceros austeníticos. Precipitado Estructura Temperatura Parámetros Composición NbC fcc 700 C a = NbC NbN fcc 700 C a = NbN TiC fcc 700 C a = TiC TiN fcc 700 C a = TiN M 23 C 6 fcc C a = Cr 18 Fe 5 Mo 2 C 8 M 6 C Diamante cúbico C a = (FeCr) 21 Mo 3 C Fase Chi χ bcc C a = Fe 36 Cr 12 Mo Influencia de los elementos de aleación de aceros inoxidables El tratamiento y propiedades de los aceros al carbono pueden ser modificados por el uso de elementos de aleación. La tabla 1.3, se enlista los elementos de aleación usados en la obtención de aceros; cuando se suman esos elementos solos o en combinación con otros a los aceros al carbono, sufren las siguientes modificaciones: a). Mayor resistencia en secciones grandes b). Menor distorsión en el proceso de endurecimiento c). Mayor resistencia a la abrasión con la misma dureza d). Más alta resistencia mecánica a la misma dureza en secciones pequeñas e). Mayor dureza y resistencia mecánica a temperaturas elevadas 23

37 Esas mejoras son llevadas a cabo por: a). Alteración en las características de dureza del acero b). Alteraciones en la dureza y cantidad de la base de carburos en el acero c). Alteraciones en las características de templado del acero Tabla 1.3. Elementos formadores de Ferrita y Austenita ELEMENTOS FORMADORES DE ALFA (FERRITA) ELEMENTOS FORMADORES DE GAMMA (AUSTENITA) Cromo Tungsteno Columbio Manganeso Cobre Molibdeno Titanio Tantalio Níquel Cobalto Vanadio Circonio Silicio Nitrógeno Carbono Cuando los elementos de aleación intervienen, proporcionarán diversas propiedades mecánicas gracias a la microestructura que forman (según los diagramas Fe-Cr, Fe- Cr-C y Fe-Cr-Ni), de ellos los carburos son los mas interesantes, pues proporcionan dureza extra en la matriz formada, además que ayudan a dar estabilidad estructural, es decir, mantienen la estructura inclusive a altas temperaturas. A continuación se relacionan los tipos de carburos formados, Tabla

38 Tabla 1.4. Tipos de Carburos TIPO DE CARBUROS M 23 C 6 M 7 C 3 M 3 C MC ESTRUCTURA FCC Hexagonal Ortorrómbico FCC DESCRIPCION Tipo CR3C6 presente en los aceros al cromo provee junto con el fierro, carburo. Incluye carburos a base de Tungsteno y Molibdeno. Es un producto de revenido y se usa para eliminar la austenita retenida en aceros rápidos que se halla en aceros al cromo, resultante de la disolución a altas temperaturas. Tipo Fe 3 C; puede ser formado con manganeso, cromo, tungsteno, molibdeno y vanadio en pequeñas cantidades. Tipo VC o V4C3, se forman carburos con vanadio, resistentes a la disolución a altas temperaturas; precipitan en revenidos dobles y son usados para alta resistencia a temperaturas elevadas al desgaste y evitan el crecimiento del grano. En resumen, el uso de diversos tipos de carburos obedece a la necesidad de incrementar la resistencia a la abrasión y fricción, su resistencia en disolverse a altas temperaturas que dan estabilidad estructural y control al crecimiento de grano austenitico. Las características básicas de los elementos aleantes son los descritos a continuación: Cromo Solubilidad de 20% con 0.5% de carbono que varía en función al porcentaje del carbono presente, incrementa la dureza en la austenita, y aumenta la formación de carburos en presencia de manganeso. En revenido sucesivo, los carburos de cromo tienden a disolverse pasando de M 23 C 6 a M 3 C, dando una menor dureza de la estructura, esto ocurre en la temperatura de 400ºC, siendo crítica a los 500ºC. 25

39 El cromo eleva la línea de la temperatura del punto eutectoide. El cromo tiende a hacer crecer el tamaño de grano austenitico así como de elevar la línea de temperatura (Ms). El cromo es un elemento que evita la oxidación y corrosión por la deformación de óxidos protectores tipo Cr 2 O 3. Níquel El níquel actúa de dos maneras esenciales en el hacer: Aumenta el campo de estabilidad de la austenita; el níquel aumenta la capacidad de temple del acero, al disminuir la velocidad crítica de enfriamiento. Además el níquel ejerce una acción importante en las aleaciones al cromo, sobre la zona de estabilidad de la zona sigma, provocando su desplazamiento hacia menores contenidos de cromo y temperaturas más altas. El níquel ensancha el campo de aparición de la austenita y aumenta su estabilidad; con un contenido de cromo y níquel aceptable se obtienen aleaciones que son austeniticas a temperaturas ordinarias. El níquel desplaza la estabilidad de la fase sigma hacia contenidos de cromo inferiores y hacia temperaturas superiores. Molibdeno En combinación con el carbono forma carburos complejos de tipo M 3 C a M 23 C 6, M 6 C y M 2 C, disminuye el porcentaje de carburo en el eutectoide. También incrementa la profundidad de endurecimiento. Para proporcionar la dureza suficiente es necesario que se combine con cromo en porcentajes de 4% para formar carburos complejos. El molibdeno precipita carburos de tipo M 2 C que evitan el ablandamiento sucesivo de la herramienta. Junto con el vanadio, se precipitan carburos secundarios en el revenido, que proporcionan alta estabilidad estructural, incluso en caliente. Los carburos formados son de tipo Mc y M 2 C que se forman en el revenido secundario a 550ºC. 26

40 Vanadio Usado como refinador de grano austenitico, así como formadores de carburos tipo V 4 C 3 o VC de elevada estabilidad a altas temperaturas. El vanadio es un elemento estabilizador de la martensita y reduce el efecto de perder dureza al ser sometido el acero a revenidos constantes, para que este efecto sea adecuado debe haber una buena austenización en los aceros de las series H, M y T. En el rango de los 500ºC a 600ºC, se obtienen las primeras nucleaciones de carburo de vanadio finamente distribuidos en la matriz. En el proceso de transformación de M 3 C, la transformación austenita-martensita se interpreta como una difusión de carburo debido a la alta energía térmica que tiene el material, asimismo es posible que se produzca una disolución de carburos primarios de tipo M 3 C 7, M 7 C 3 y quizás hasta M 23 C 6 para formar carburos MC y M 2 C Precipitación de carburos Esto sucede debido al contenido de carbono, en el rango que establece la norma AISI para los aceros inoxidables austeniticos. El carburo predominante es el M 23 C 6 y con una alta concentración de carburo se tiene un segundo carburo que es el M 7 C 3. Debido a la formación de fuertes carburos, existe la posibilidad de que se formen otros como el MC y el M 6 C en las superaleaciones basadas en níquel o cobalto Metalurgia de la soldadura Aspectos generales Soldar es unir sólidamente dos piezas metálicas o dos partes de una misma pieza. Esta unión se realiza, elevando la temperatura de las superficies a soldar, puestas en contacto, sin aportación de alguna sustancia o con aportación de una sustancia igual o semejante a las piezas a soldar. 27

41 Los procedimientos actualmente conocidos para la soldadura de metales, pueden clasificarse en: Soldaduras Heterogéneas: Son las que sueldan materiales de distinta naturaleza, con o sin metal de aportación o cuando los metales a unirse son iguales, pero con distinto metal de aporte. Soldaduras Homogéneas: Son las que, tanto los materiales que se sueldan como el metal de aporte, poseen la misma naturaleza. Si las soldaduras se efectúan sin el metal de aportación, se denominan autógenas. Los dos métodos básicos para la soldadura de los aceros inoxidables son la soldadura por fusión y la soldadura por resistencia. En la soldadura por fusión el calor proviene de un arco eléctrico. La soldadura eléctrica por arco se realiza utilizando el calor producido al soltar un arco eléctrico entre 2 conductores de distinta polaridad denominados electrodos. Como la temperatura alcanzada por este procedimiento supera los 3500ºC, se llega a fundir la zona de soldadura, por tanto, puede considerarse este sistema como una verdadera soldadura por fusión. Uno de los electrodos que forma el arco eléctrico, está constituido por una varilla. Esta varilla, generalmente de acero dulce, está recubierta por inmersión o presión, con una capa perfectamente concéntrica de sustancias metalizadas (minerales y orgánicas), adecuadas al tipo de soldadura que se realiza. El recubrimiento de estos electrodos favorece el encendido del arco y su estabilidad debido a las sustancias ionizantes de las que está compuesto. Además, dicho recubrimiento mejora las características mecánicas del metal de aporte contra la acción del nitrógeno y el aire, debido a las sustancias desoxidantes y protectoras. También, el recubrimiento forma una escoria, protegiendo físicamente a la soldadura contra la oxidación y retrasando su enfriamiento. 28

42 Existen cuatro principales procesos en la soldadura por fusión de los aceros inoxidables, ellos son: 1. Soldadura por arco metálico protegido (SMAW). 2. Soldadura por electrodo de tungsteno (TIG o GTAW). 3. Soldadura por arco metálico spray (GMAW). 4. Soldadura por arco sumergido (SAW). Otro método de soldadura de los aceros inoxidables es el de soldadura láser, o el de haz electrónico. En todos los casos la zona soldada es protegida de la atmósfera por un gas o también puede ser realizada al vacío. Esta protección es absolutamente necesaria para preservar la resistencia a la corrosión y las propiedades mecánicas en la junta soldada. En la unión soldada se distinguen tres zonas, figura 1.7. Zona I, el cordón de soldadura, cuya estructura fundida puede provenir del metal base de las piezas a unir, del metal de aporte, o de ambos a la vez. Zona II, la zona afectada térmicamente (HAZ), zona próxima al cordón de soldadura, la cual ha estado sujeta a temperaturas lo suficientemente altas como para producir transformaciones microestructurales en estado sólido. Finalmente, la zona III, el metal base es la parte de la pieza de trabajo que no ha sufrido algún cambio metalúrgico, sin embargo, puede estar sujeto a un estado de esfuerzos residuales transversales y longitudinales. Figura 1.7. Las diferentes zonas en la unión soldada. 29

43 Los cambios que se producen en dichas zonas son muchas veces desfavorables, pudiendo afectar sus propiedades mecánicas. Éstos dependen de la temperatura a que estuvo sometido cada punto del conjunto y la subsiguiente secuencia de enfriamiento. Los cambios que experimenta la pieza de trabajo son cambios microestructurales y no se limitan a la zona fundida. Generalmente, los aceros presentan transformaciones en la zona afectada térmicamente. Es importante conocer la influencia de la temperatura en la ocurrencia de dichos cambios El ciclo térmico y su importancia. Es importante recordar que, muchos de los metales y aleaciones que son expuestos al calor sufren transformaciones en estado sólido. Estos cambios microestructurales provocan a su vez cambios en las propiedades mecánicas y pueden afectar el comportamiento mecánico en servicio de una estructura o componente mecánico. Algo parecido ocurre cuando se aplica calor a un metal para unirlo por soldadura. Cuando se suelda por fusión se busca unir dos piezas fundiéndolas localmente, a fin de conseguir una unión metalúrgica. Sin embargo, el calor aplicado localmente, a la zona de unión, se transmite y viaja a través del material a otras zonas del mismo aumentando también su temperatura. Ello conduce a que estas zonas del metal puedan sufrir transformaciones metalúrgicas como consecuencia de este calentamiento y posterior enfriamiento, lo cual afectaría su microestructura y por lo tanto sus propiedades mecánicas. Pero también el calentamiento y enfriamiento local traen como consecuencia cambios dimensionales en la pieza que pueden provocar distorsión o la formación de esfuerzos residuales en la pieza soldada. Por lo tanto, se puede decir que cuando se suelda una pieza, está sometida a calentamientos y enfriamientos localizados. Es decir, está experimentando ciclos térmicos. En la medida que se controle el ciclo térmico se controlará la microestructura y las propiedades mecánicas del ensamble soldado. El ciclo térmico está representado básicamente por: 30

44 La distribución de la temperatura máxima en la zona afectada térmicamente La velocidad de enfriamiento en el metal fundido y en la zona afectada térmicamente. La velocidad de solidificación del metal fundido Ciclo térmico y distribución de la temperatura Si se realizara una soldadura en la superficie de la pieza de trabajo, y se colocará una serie de termocuplas distribuidas debajo de ella según la figura 1.8 (círculos pequeños), se podría representar la distribución de la temperatura. Figura 1.8. Distribución de temperatura en la pieza soldada. Si el calor aportado no fluyera a través de la pieza a soldar, todo el calor se concentraría en la zona a fundir, y sólo una zona estrecha en el material alcanzaría el punto de fusión y el resto del metal permanecería a temperatura ambiente (distribución ideal de temperatura). Sin embargo, los metales son buenos conductores del calor, por lo tanto éste se transmite a lo largo de la pieza. Entonces al medir la temperatura con las termocuplas, en cada punto del material, se tendría una distribución de temperaturas como la representada en la figura 1.8 (distribución real de temperatura). 31

45 Al conocer la temperatura en cada punto de la pieza a soldar, se puede predecir qué zonas del metal se verán afectadas micro estructuralmente. El calor aplicado a la pieza a soldar, se experimenta durante un tiempo determinado, es obvio que en un primer momento ésta se caliente y que, después, una vez que la fuente deja de actuar, comience a enfriarse. Esto significa que cada punto del material experimentará una variación de temperatura respecto del tiempo, es decir, un ciclo térmico. Si representamos los conceptos, distribución de temperaturas y ciclo térmico, en un mismo gráfico, se obtendrá una serie de curvas de temperatura que van cambiando con el tiempo como se indica en la figura 1.9. Figura 1.9. Distribución de temperatura de una sección cualquiera a lo largo del eje X. Las curvas representan instantes en tiempos diferentes T1, T2, T3 durante la soldadura. Fuente: Metalurgia de la soldadura. Es importante señalar que, la distribución de temperatura representa las temperaturas existentes en un momento determinado, en varios puntos del metal que está siendo soldado. Por otro lado el ciclo térmico representa la variación de la temperatura, de un punto cualquiera del metal, a lo largo del tiempo. En la figura 1.18 se observa que existe una diferencia de temperaturas entre los puntos alejados de la unión soldada, separados entre sí por una determinada distancia. A esta diferencia se le llama gradiente térmico, el cual determina la velocidad de flujo de calor entre estos dos puntos. Cuanto mayor sea la diferencia de temperaturas, mayor será la velocidad de enfriamiento o calentamiento entre ellos. El ciclo térmico brinda como información toda la historia térmica del metal en un punto o región determinada. Por el ciclo térmico es que podemos conocer la máxima temperatura alcanzada y la velocidad de enfriamiento en todo momento. 32

46 Establecer relaciones cuantitativas entre el ciclo térmico y las transformaciones microestructurales, es un tema complejo. Sin embargo, existe un mínimo considerable de datos respecto al efecto del calor de aporte de soldadura por arco eléctrico, sobre la distribución de temperaturas en las proximidades del metal soldado. Por ello, se mencionarán los factores que influyen en los cambios de temperatura en la soldadura por arco eléctrico Factores que influyen en los cambios de temperatura durante la soldadura por arco. Las investigaciones han demostrado que la distribución de temperatura en la soldadura por arco manual es influenciada por los siguientes factores: a). Aporte de calor neto (Heat input). El aporte de calor es la energía que se genera durante la soldadura. Puede ser de origen químico, como consecuencia de la combustión de sustancias combustibles; eléctricas (procesos de arco eléctrico); o mecánico (soldadura por fricción). Se expresa normalmente en términos de Joules por milímetro (J/mm). Esta energía o aporte de calor está condicionada por la eficiencia del proceso de soldadura empleado. Así el calor de aporte neto viene expresado por la siguiente ecuación: V ( volt) I( amp) H( J / mm) f (1.4) v( velocidad ( mm/ s)) Tabla 1.5. Factores de eficiencia de soldaduras Proceso Eficiencia GTAW 20-50% GMAW 70-85% SMAW 70-80% SAW 90-99% Donde " f " es el factor de eficiencia del proceso de soldadura empleado y puede ser estimado a partir de los valores mostrados en la tabla

47 La fórmula, antes mencionada, provee un valor de referencia del calor de aporte, en función del voltaje, amperaje, la velocidad de soldadura. b). Temperatura de precalentamiento. La temperatura a la cual el metal ha de ser precalentado antes de soldar. c). Geometría de la soldadura. La geometría de la soldadura incluye el espesor de la pieza, la forma y dimensión del depósito de soldadura, además del ángulo entre las piezas a unir. d) Propiedades térmicas del material. Específicamente relacionado con la conductividad térmica del material. 1). Cuanto más baja sea la conductividad térmica, más pronunciada será la distribución de temperaturas máximas. En otras palabras, la zona afectada térmicamente será menor. 2). Cuanto más alta sea la conductividad térmica del metal, más rápido se enfriará después de la soldadura. 3). Cuanto más alta sea la conductividad térmica, más corto será el tiempo de exposición a elevada temperatura e) Diámetro del electrodo. Para un diámetro mayor de electrodo se requerirá, mayor aporte de calor para fundirlo. Este factor es de importancia secundaria, pero influye en el tamaño de la fuente de calor. Finalmente, se debe tener en cuenta que determinados rangos de temperatura provocan en el metal transformaciones microestructurales que afectan las propiedades mecánicas de la unión soldada. Generalmente, para el caso de los aceros, los cambios metalúrgicos se producen tras la exposición a temperaturas entre la crítica inferior (723 C) y la temperatura de fusión (1480 C). Cuando se realiza una soldadura, las regiones de la pieza que alcancen valores entre los límites arriba indicados, experimentarán cambios significativos en su microestructura y por lo tanto en las propiedades mecánicas. 34

48 1.7. Solidificación en la soldadura. Para el caso de los aceros, la solidificación del metal soldado controla cuatro aspectos, el tamaño y la forma de los granos, la microsegregación, además de los defectos propios de la soldadura como porosidad y fisuras en caliente. En este punto se revisarán las principales características de este fenómeno Crecimiento epitaxial. La mayor parte de los principios aplicados en la fundición de piezas se han aplicado al fenómeno de la solidificación del metal soldado, por ejemplo: nucleación y crecimiento, microsegregación, etc. Aunque existen varias similitudes, se presentan varias diferencias (aparte del mayor tamaño de las piezas y las menores tazas de enfriamiento en las fundiciones) entre ellas, la principal es el fenómeno del crecimiento epitaxial según norma (ASM, 1994). La formación de los cristales sólidos en la fundición de piezas, sigue una nucleación heterogénea, necesitando de agentes nucleantes como las paredes del molde. Estas paredes actúan como sitios adecuados para acelerar la nucleación y reducir la energía libre de barrera o el radio crítico de un núcleo sólido. En cambio, en la soldadura está generalmente aceptado que el fenómeno de la solidificación ocurre con una pequeña o ninguna barrera de nucleación. Por lo que, no se requiere de un significativo subenfriamiento del líquido para la nucleación del sólido. La solidificación ocurre espontáneamente por el crecimiento epitaxial de los granos parcialmente fundidos. Los depósitos de soldadura, por lo tanto, comienzan la solidificación con el crecimiento epitaxial de ferrita columnar, a altas temperaturas, desde el metal base hacia la línea de centro de la soldadura. Este crecimiento se caracteriza por ser anisotrópico, debido a que los granos crecen en dirección del flujo de calor. La ferrita-sufre transformaciones en estado sólido a austenita cuando la temperatura disminuye. La austenita nuclea en los límites de grano de la ferrita y desarrolla una estructura de grano austenítico del tipo columnar, los cuales se asemejan fuertemente a los granos de ferrita en el inicio de la solidificación. 35

49 La forma de los granos columnares, son como prismas hexagonales, los cuales típicamente tienen 100 um de ancho por 500 um de longitud, esta estructura es completamente diferente de una estructura equiaxial, ver figura 1.10, norma ASM, Figura Muestra el crecimiento columnar de los granos desde la línea de fusión La solidificación no ocurre bajo condiciones de equilibrio, es decir bajo condiciones de enfriamiento o calentamiento lentas. Esto hace que la estructura de solidificación sea no-homogénea, es decir no se tiene una sola fase en particular, sino la presencia de ferrita delta y austenita El baño de fusión Otro aspecto relevante de la solidificación del metal soldado es el baño de fusión, debido a que la geometría o la forma del baño de fusión controlan la estructura del grano columnar y el proceso de crecimiento dendrítico. Durante el crecimiento epitaxial las condiciones para el crecimiento serán óptimas cuando la dirección preferencial <001> coincida con el flujo de calor, es decir, aquellos granos que se encuentren preferentemente orientados y alineados con la dirección del flujo de calor, serán favorecidos en su crecimiento, iniciándose un crecimiento competitivo o selectivo. En el caso de los metales con estructuras cristalinas BCC (ferrita) y FCC (austenita) la dirección de crecimiento preferencial es <001>. 36

50 En los metales con estructura FCC (austenita), la dirección <001> es la que conduce la solidificación de cada grano, la razón está en que los planos más densos {111} localizados simétricamente alrededor de los ejes <001>, requieren de mayor tiempo para solidificar. La geometría del baño de fusión está influenciada principalmente por la velocidad de pase en la soldadura. Otros factores que influencian el tamaño y la forma del baño son: las condiciones térmicas en la zona de fusión y la dinámica del líquido en el baño de fusión. Por ejemplo, en los procesos de soldadura por arco, un flujo del tipo conectivo, en el baño de fusión, determina la penetración en la soldadura (figura 1.11). En la actualidad, se están desarrollando modelos computacionales acoplando los factores antes mencionados. La finalidad no es sólo determinar la geometría del baño de fusión, sino también los gradientes térmicos y tazas de enfriamiento críticas para determinar la morfología de solidificación. Figura Dinámica del líquido en el baño de fusión, en un acero inoxidable, modelo calculado después de 25 segundos de iniciado el arco. Fuente: Vitek, Como se mencionó anteriormente, la velocidad de pase en la soldadura, es uno de los principales factores que influencia la forma del baño de fusión, esta relación se detalla a continuación la norma ASM,

51 Si la soldadura se desarrollara a baja velocidad, el baño de fusión sería elíptico, según como se muestra más adelante en la figura 1.12(a). Los granos del tipo columnar crecen en la dirección del gradiente térmico, debido al movimiento de la fuente de calor (arco), creciendo epitaxialmente desde el metal base hacia el arco. El máximo gradiente de temperatura se mueve perpendicular al baño de fusión y está cambiando constantemente 90, conforme el arco avanza durante la soldadura. Por lo tanto, los granos deben crecer desde la posición (A) y desplazarse continuamente hacia la posición del arco. La forma del baño de fusión tiende a ser más elongada, con el incremento de la velocidad. En la figura 1.12 (b), la dirección del gradiente de máxima temperatura es perpendicular a la interfaz de soldadura en las posiciones (A y B). Sin embargo, dado a que el baño de fusión se desplaza una mayor distancia detrás del arco (hasta (B), el gradiente de temperatura será menor respecto de (A) por lo tanto, los granos columnares no giran demasiado como en el caso del baño de fusión de forma elíptica. Finalmente, el baño de fusión toma una forma alargada, para altas velocidades de soldadura, las cuales son práctica común en la soldadura comercial. El baño de fusión es alargado y está más alejado del arco y de la dirección del gradiente de máxima temperatura. Como resultado los granos crecen desde el metal base y convergen abruptamente en la línea de centro de la soldadura con un pequeño cambio en la dirección, ver figura Velocidad de soldadura a) baja, b) intermedia, c) alta. Figura Comparación de las formas del baño de fusión. Fuente: ASM. 38

52 La geometría del tipo alargada tiene una baja resistencia al agrietamiento en caliente en la línea de centro, debido a que las impurezas, de bajo punto de fusión, son más solubles en estado líquido que en sólido, y tienden a segregar en la línea de centro. Este tipo de geometría ocurre en soldaduras del tipo comercial, debido a que utilizan métodos con gran aporte de energía y altas velocidades en las pasadas, por ser el método más efectivo en costo. Otro fenómeno propio de la soldadura y que no puede evitarse es el de la microsegregación, debido a las condiciones de no-equilibrio propias del proceso Células, dendríticas y microsegregación. Varios investigadores, desarrollaron los principios básicos de la solidificación hace buen tiempo. Entre ellos tenemos a Chalmers (1964), Flemings (1974), Kursh y Fischer (1984) (ASM). La estructura de solidificación está determinada por la morfología de los cristales sólidos, la cual es resultado de la estabilidad de la interfaz sólido-líquido. La estabilidad de la interfaz depende de la velocidad de la interfaz (sólido-líquido) y del gradiente de temperatura. Kursh y Fishser demostraron la presencia de las distintas morfologías con los dos parámetros antes mencionados. La morfología de los cristales sólidos puede ser: planar, celular o dendrítica. Asimismo, ésta puede cambiar siguiendo la anterior secuencia, conforme el gradiente de temperatura (G C/cm) y la velocidad (v) de la interfaz (sólido-líquido) o taza de crecimiento (R cm/s) de la interfaz se incrementan. Para poder comprender las distintas morfologías, que pueden presentarse durante la solidificación de metales soldados, es necesario comprender la teoría del sobre enfriamiento constitucional. En el caso de un metal, un gradiente térmico positivo conduce a la estabilidad del frente de solidificación, figura 1.13 (a) y un gradiente térmico negativo conduce a la inestabilidad del frente de solidificación, es decir si la distribución real de la 39

53 temperatura a continuación de la interfaz sólido-líquido, es menor que la temperatura del liquidus, ocurre un sobre enfriamiento constitucional, figura 1.13 (b). Figura Estabilidad del frente de solidificación sólido-líquido. Fuente: ASM. Sobre enfriamiento significa que el líquido enriquecido en soluto, a continuación de la interfaz sólido-líquido, se ha enfriado debajo de la temperatura del liquidus. De otro lado, constitucional, indica que el sobre enfriamiento ha originado además un enriquecimiento en la composición en la interfaz sólido-líquido, a medida que la solidificación progresa va disminuyendo la temperatura y cambiando la composición de la fase líquida hasta llegar al equilibrio con la fase sólida (ASM). Como se mencionó anteriormente, dependiendo de las condiciones de G y v, el crecimiento de la interfaz puede presentarse como una estructura planar, celular o dendrítica, figura

54 Figura Efecto del gradiente térmico sobre la morfología en la solidificación, G 1 crecimiento planar; G 2 crecimiento celular; G 3 crecimiento dendrítico celular. Fuente : ASM. Para gradientes de temperatura muy altos G1, el sobre enfriamiento constitucional no ocurre y la estructura granular en el metal soldado es del tipo planar, por lo tanto la interfaz metal base-soldadura es difícil distinguirla. Cuando el gradiente de temperatura disminuye ligeramente a G2, al romperse la estabilidad de la interfaz, cualquier protuberancia del metal sólido a continuación de la frontera sólido-líquido, crecerá más rápido que el resto debido a que el sólido está creciendo en líquido sobre enfriado. Esto origina una estructura del tipo celular, la cual se desarrolla en cada grano de crecimiento epitaxial. El líquido sobre enfriado a continuación de cada célula contiene mayor contenido de soluto (elementos de aleación) que el núcleo de la célula. Si el valor del gradiente de temperatura disminuye a G 3, el sobre enfriamiento constitucional llega a extenderse originando una estructura del tipo dendrítico (ASM). Microscópicamente, las células se presentan como incrustaciones de forma alargada. 41

55 Las dendritas son más desarrolladas que las células y tienen una forma parecida a un árbol, el tallo principal se llama brazo primario dendrítico y las ramas ortogonales se llaman brazos secundarios dendríticos. Es importante señalar que cada grano de geometría columnar puede contener una subestructura de solidificación. Además, los núcleos de las células y los brazos de las dendritas tienen una alta temperatura del sólidus y contienen menos soluto que las regiones intercelulares e interdendriticas. En la actual práctica de la soldadura, la microsegregación celular o interdendriticas es virtualmente imposible de evitar, a menos que el metal soldado sea un elemento puro. La microsegregación ocurre cuando el líquido subenfriado, solidifica entre las regiones interdendriticas; asimismo, se caracteriza por una diferencia en la composición química entre el núcleo y las periferias de las células individuales y de las dendritas, figura 1.15 (ASM). Aunque, en la superficie del metal soldado la composición es homogénea, las células y dendritas siempre presentan un modelo de microsegregación que se desarrolla bajo las condiciones de no equilibrio propias de la soldadura. Figura Variación de la composición a lo largo de la región intercelular corte A- A y a través del núcleo hacia la periferia región B-B. Fuente: ASM. 42

56 Generalmente las subestructuras de solidificación pueden ser caracterizadas por la combinación de los parámetros G/R. Se ha demostrado que para un alto valor de G/R combinado con una aleación muy diluida, resultará una subestructura de solidificación del tipo planar. A su vez, un bajo G/R y una alta concentración del soluto, producirá una estructura columnar dendrítica, la cual está fuertemente segregada. Las estructuras del tipo columnar dendríticas y equiaxiales dendríticas son poco comunes en la práctica de la soldadura. En la práctica, las subestructuras celulares y celular dendríticas son las más comunes. Es difícil controlar los parámetros G y R separadamente en la práctica de la soldadura. Los valores relativos de G y R determinan la morfología de solidificación para una aleación de una composición C y un coeficiente de partición k fijos. El coeficiente de partición, k, es un índice del potencial de segregación de una aleación: k C C s I Donde C es el contenido de soluto del sólido en la interfaz sólido-líquido y C es el contenido de soluto del líquido en la interfaz sólido-líquido. El valor G/R determina la morfología en la solidificación. Por su parte la velocidad de enfriamiento, en términos del parámetro GR (taza de solidificación o velocidad de enfriamiento en unidades de C/s) determina el tamaño y el espaciamiento de células y dendritas. En la mayoría de los metales, la resistencia, la ductilidad y la tenacidad son superiores cuanto menor son los espacios entre dendritas, favoreciéndose además la facilidad de ser tratados térmicamente (ASM). 43

57 CAPITULO II SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS INOXIDABLES 2.1. Conceptos generales El método de soldeo MIG/MAG es el que está incrementándose más, figura 2.1. Una, entre otras razones, es la elevada productividad del método y que es fácil de automatizar. El aumento ocurre a costa del soldeo de arco metálico manual, que antes era el método de soldadura más corriente. El método MIG/MAG es actualmente el más utilizado en Europa, Japón y en Estados Unidos. Figura 2.1. Distribución entre diferentes métodos de soldeo en Europa occidental. MMA (manual Metal Arc Welding), soldadura de arco metálico manual, SAW (Submerged Arc Welding), soldadura por arco revestido; FCW (Flux Cored Arc Welding), soldadura con alambre tubular. Originalmente el método MIG/MAG procede de Estados Unidos, donde fue introducido para la soldadura del aluminio a mediados de los años 40. Como gas protector se utilizaba el argón o el helio. Más tarde, cuando se descubrió que podía utilizarse el dióxido de carbono puro como gas protector empezó a soldarse el acero. El soldeo se hacía primordialmente en posición bajo mano y generaban bastantes proyecciones. Fuentes de corriente mejoradas y electrodos más delgados así como mezclas de argón y dióxido de carbono contribuyendo a reducir las proyecciones y permitir el soldeo en otras posiciones. La aplicación práctica del método MIG(MAG 44

58 se inició en los años 60 y desde entonces este método ha seguido desarrollándose y mejorándose a medida que han ido apareciendo nuevos materiales de aportación, fuentes de corrientes y gases protectores Principio de soldadura MIG/MAG El método MIG/MAG se cuenta entre los de soldeo por arco, lo que significa que se aprovecha un arco eléctrico para fundir el metal base y el de aportación y formar la soldadura. Ejemplo de otros métodos de arco son el manual de arco metálico (MMA), el TIG y el plasma. En la figura 2.2, se ilustra el principio del soldeo MIG/MAG. El arco (1) se forma entre la pieza de trabajo y el extremo de un alambre metálico (2) que avanza continuamente y que se funde. El alambre metálico sirve tanto de electrodo como de material de aporte. Esta arrollado en una bobina (3) y se hace avanzar mediante rodillos propulsores (4) a través de un conducto flexible (5) por dentro de una manguera (6) hasta la pistola (7). La energía eléctrica para el arco es suministrada por una fuente de corriente (8). El paso de la corriente al electrodo tiene lugar en una boquilla de contacto (9) incorporada a la pistola. La boquilla está normalmente acoplada al borne positivo de la fuente de corriente y la pieza de trabajo al borne negativo. Cuando se enciende el arco se cierra el circuito de corriente. A través de la tobera de gas (11) que rodea a la boquilla de contacto pasa un gas (10) cuya misión es la de proteger el electrodo (2), el arco (1) y el metal fundido (12) de la acción nociva del aire circundante. El gas protector puede ser inerte lo que significa que es inactivo y no participa en los procesos de arco ni el baño de fundición, o reactivo. Según el tipo de gas protector el método se denomina MIG (Metal Inert Gas) o MAG (Metal Active Gas). El nombre completo del método es soldadura de arco metálico protegido con gas. En ingles se denomina Gas Metal Arc Welding, con siglas GMAW. 45

59 Figura 2.2. Principio de la soldadura MIG/MAG: (1) Arco eléctrico; (2) alambre; (3) Carrete porta alambre; (4) Rodillos de alimentación; (5) Conducto flexible; (6) manguera; (7) Pistola de soldadura; (8) Fuente de corriente; (9) Boquilla de contacto; (10) Gas protector; (11) Tobera de gas y (12) Baño de fusión. Como el material de aportación se hace avanzar automáticamente mientras, suele decirse que las soldaduras MIG/MAG son un método semiautomático. Mecanizando el desplazamiento de la pistola, o dejando que sea la pieza de trabajo la que se mueve, este método puede automatizarse fácilmente, Figura 2.3 y 2.4. Figura 2.3. Soldadura metálica con arco eléctrico y gas (GMAW). 46

60 Figura 2.4. Pistola para soldadura metálica con arco eléctrico y gas Parámetros de soldadura En la soldadura MIG/MAG el proceso es controlado por varios parámetros de soldeo, a saber: Tensión (longitud de arco) Velocidad de alimentación del alambre (lo que, a su vez determina la intensidad de corriente) Inductancia (ajuste en la mayor parte de las fuentes de corriente) Tipo de gas protector Velocidad de avance Inclinación de la pistola Longitud libre de alambre A fin de obtener el mejor resultado de la soldadura, estos parámetros tienen que balancearse entre sí. Los tres primeros se regulan en la fuente de corriente. Su ajuste depende del material de base, del espesor del material, del tipo de unión, de la posición de soldadura, del material de aporte y del gas protector. 47

61 2.3. PROCESO DE SOLDADURA MIG El aparato de arco eléctrico MIG incluye un transformador que ofrece, mediante su cable de masa (unido por una pinza a la pieza a soldar) y un hilo de acero, una intensidad baja. El hilo de acero, enrollado en una bobina colocada al lado del aparato, es transportado automáticamente. Esta soldadura en atmósfera inerte se refiere a gases raros como al argón y el helio. En la mayoría de los casos, se utiliza una mezcla de argón y dióxido de carbono CO 2. Se trata de una "soldadura semiautomática protegida con gas", Figura 2.5. Figura 2.5. Proceso de soldadura MIG Equipo básico La soldadura con arco metálico y gas es un proceso en el que aprovecha el intenso calor generado por el arco eléctrico que se establece entre un electrodo de alambre continuo (alambre electrodo) y el metal base para soldar por fusión, fundiéndose tanto el metal base como el metal de aporte. 48

62 La protección de la zona de soldadura del oxigeno y nitrógeno del aire se efectúa con una corriente de gas argón, de bióxido de carbono (CO 2 ) o una mezcla de gases que forma una campana de protección alrededor del metal líquido, Figura 2.6. El uso del gas helio se utiliza para soldaduras de mejor calidad y mayor rapidez de depósito. Figura 2.6. Aplicación de soldadura usando como gas de proteccion Helio Adición de gas Durante la soldadura MIG, solamente se calienta una pequeña zona alrededor de la junta. Simultáneamente a la alimentación con hilo tiene lugar una adición de gas que enfría las superficies y protege el metal de la acción del aire ambiental. Esta previene la oxidación. El hilo de acero no está recubierto, como en el caso del electrodo del aparato de arco eléctrico, sino compuesto de un alma totalmente metálica. Por tanto, no se forma escoria (cuya eliminación requiere bastante trabajo), sino un cordón muy limpio. 49

63 Alimentación con hilo Antes de poner en marcha un aparato MIG, es necesario fijar el tubo por el que se efectuará la alimentación con hilo y con gas. En el extremo de este tubo se encuentra una boquilla con un borde tubular. El rodillo está provisto de dos ranuras para el hilo de 0,6 y 0,8mm. Se puede elegir la ranura más adecuada haciendo girar este rodillo que, acoplado al otro rodillo, asegura un transporte suave del hilo. La velocidad en la que se desenrolla el hilo se regula, de forma continua, a partir de un panel de control. Un tornillo de reglaje permite ajustar la presión ejercida sobre el hilo. Una vez puesto en marcha el transporte del hilo hasta el borde tubular del tubo, habrá el reductor de presión de la botella de gas. El aparato ya está listo para funcionar. Al fijar la pinza de masa sobre la pieza a soldar, cierre el circuito eléctrico: ya puede comenzar. La Figura 2.7, no muestra un diagrama del proceso de soldadura MIG. Figura 2.7. Diagrama del proceso de soldadura MIG Pistola de soldadura Las pistolas de soldadura tienen la misión d dirigir el hilo de aportación protector y la corriente hacia la zona de soldadura. Pueden ser de refrigeración natural (por aire) o de refrigeración forzada (mediante agua). Las primeras se utilizan, principalmente en la soldadura de espesores finos. Cuando se emplean el argón como gas protector, pueden soportar intensidades de hasta 200 amperios. Por el contrario, cuando se protege con CO 2, pueden soportar 50

64 mayores intensidades (hasta 300 amperios), debido a la enérgica acción refrigerante de este gas. Las pistolas refrigeradas por agua suelen emplearse cuando se trabaja con intensidades superiores a 200 amperios. Algunas pistolas, Figura 2.8, llegan incorporado un sistema de tracción, constituidos por unos pequeños rodillos, que tiran del hilo electrodo, ayudando al sistema de alimentación. Otras por el contrario, no disponen de este mecanismo de tracción, limitándose a recibir el hilo que viene empujan donde es de la unidad de alimentación. Las pistolas con sistema de tracción incorporado son adecuadas cuando se trabaja con alambres de pequeño diámetro, o con materiales blandos como el aluminio y el magnesio. Las segundas se recomiendan para alambres de diámetros más gruesos y materiales de mayor rigidez, como los aceros al carbono y los aceros inoxidables. Figura 2.8. Pistola y equipo de control del gas protector Las pistolas de soldadura disponen de un gatillo (o un pulsador), que controla el sistema de alimentación del alambre, la corriente de soldadura, la circulación de gas protector y la del agua de refrigeración. Al soltar dicho pulsador, se extingue el arco y se interrumpe la alimentación del alambre, así como la circulación de gas y agua. La mayoría de los equipos incluyen un temporizador que, al extinguirse el arco, retrasa el cierre de la válvula de gas, manteniendo la circulación del mismo hasta que solidifica el extremo del cordón. 51

65 Beneficios del sistema MIG 1. No genera escoria 2. Alta velocidad de deposición. 3. Alta eficiencia de deposición. 4. Fácil de usar. 5. Mínima salpicadura. 6. Aplicable a altos rangos de espesores 7. Baja generación de humos 8. Es económica 9. La pistola y los cables de soldadura son ligeros haciendo más fácil su manipulación. 10. Es uno de los más versátiles entre todos los sistemas de soldadura. 11. Rapidez de deposición. 12. Alto rendimiento Características de los procesos Las principales características de este proceso son las siguientes: a) El diámetro del alambre empleado como electrodo y material de aporte es de.035 ó.045 por lo que se usan bajos amperajes. b) Alta velocidad de depósito c) Alta relación de depósito d) Poca proyección metálica e) No deja escoria f) Puede verse claramente el arco electrodo, el charco de metal líquido y el cordón, Figura 2.9. g) No usa fundente. h) Puede automatizarse con relativa facilidad. 52

66 Figura 2.9. Posición de soldeo en metal base Equipo para la soldadura MIG. Generador de soldadura. Los generadores más adecuados para la soldadura por el procedimiento MIG son los rectificadores y los convertidores (aparatos de corriente continua). La corriente continua con polaridad inversa mejora la fusión del hilo, aumenta el poder de penetración, presenta una excelente acción de limpieza y es la que permite obtener mejores resultados. En la soldadura MIG, el calor se genera por la circulación de corriente a través del arco, que se establece entre el extremo del hilo electrodo y la pieza. La tensión del arco varía con la longitud del mismo. Para conseguir una soldadura uniforme, tanto la tensión como la longitud del arco deben mantenerse constantes. En principio, esto podemos lograrlo de dos formas; (1) Alimentando el hilo a la misma velocidad con que éste se va fundiendo; o (2), fundiendo el hilo a la misma velocidad con que se produce la alimentación, Figura

67 1. Una máquina soldadora. 2. Un alimentador que controla el avance del alambre a la velocidad requerida. 3. Una pistola de soldar para dirigir directamente el alambre al área de soldadura. 4. Un gas protector para evitar la contaminación del baño de fusión. 5. Un carrete de alambre del tipo y diámetro especificado. Figura Equipo para soldadura MIG Tipo de corriente y polaridad En este sistema de soldadura no se usa corriente alterna, pues su aportación es menor y el arco más inestable, normalmente se conecta el alambre-electrodo al polo positivo (+), en casos especiales también se puede conectar el alambre-electrodo al polo negativo (-), esto se hace cuando se quiere aumentar el coeficiente de fusión, o que disminuya la penetración del metal depositado, como ocurre en la soldadura de recargues (revestimientos). Conectando el alambre electrodo al polo positivo se obtiene, Figura Para soldar: Aceros, Aceros inoxidables, Aluminio y Cobre. 54

68 Figura Grafica de curva estática para corriente Transferencia del metal Existen distintas formas de transferencia del metal en el arco, dependientes todas ellas de los valores de los parámetros de tensión e intensidad. Este se lleva de la siguiente manera: Transferencia por arco cortocircuito. El electrodo es alimentado a una velocidad constante, con un promedio que excede la velocidad de fusión. Cuando entra en contacto con el baño fundido se produce un corto circuito, durante el cual no existe arco. Luego la corriente comienza a elevarse y calienta el alambre hasta un estado plástico. Al mismo tiempo, el alambre comienza a deformarse o angostarse debido al efecto constrictor electromagnético. Debido a que no hay un arco establecido durante el corto circuito, el aporte total de calor es bajo, y la profundidad de calor es bajo, y la profundidad de calor también; por lo tanto, debe haber sumo cuidado al seleccionar el procedimiento y técnica de soldadura que aseguren una función completa cuando se esté soldando un metal grueso. Debido a sus características de bajo aporte de calor, el proceso produce 55

69 pequeñas zonas de soldadura fundida de enfriamiento rápido que lo hacen ideal para soldar en todas posiciones. La transferencia de corto circuito es también especialmente adaptable a la soldadura de láminas metálicas con un mínimo de distorsión y para llenar vacíos o partes más ajustadas con una tendencia menor al sobrecalentamiento de la parte que se está soldando. Características: pocas proyecciones metálicas baño de fusión pequeño y controlable baja penetración buen sistema para la soldadura en posiciones difíciles se pueden soldar piezas de espesores delgados. Características de trabajo que se deben emplear para obtener este tipo de transferencia: Conectar el alambre-electrodo al polo (+) Diámetro del alambre-electrodo en.035 o en.045 Gas a utilizar, mezcla del 75% de gas argón y el 25% de CO 2 también se puede usar gas CO 2 solamente. Tensión de V Intensidad de Amperes La Figura 2.12, se muestra la oscilografía de un ciclo típico de transferencia (por arco de corto-circuito); Voltaje corriente vs tiempo 56

70 Figura Oscilografía de un ciclo típico de transferencia La forma de transferencia de este sistema es el que se va formando una gota en el extremo del alambre-electrodo, la cual se va alargando, y mientras en el metal base se va rompiendo la capa de oxido, la gota se va alargando mas, hasta que en un momento toca al metal base y se rompe por el cuello, o por su parte mas estrecha, a causa de su alargamiento y pasa al baño de función, y así sucesivamente durante todo el proceso de soldeo. En cuanto la gota toca el metal de base, se forma un corto circuito, lo cual hace que la intensidad sufra un aumento grandísimo y como consecuencia las fuerzas axiales rompen el cuello de la gota Transferencia globular. Cuando se opera con este tipo de arco, el hilo se va fundiendo por su extremo a través de gotas gruesas de un diámetro hasta tres veces mayor que el del electrodo. Al mismo tiempo, se observa como las gotas a punto de desprenderse van oscilando de un lado hacia otro. Como puede deducirse, la transferencia del metal es dificultosa, y, por tanto, el arco inestable, de poca penetración, y se producen numerosas proyecciones. Se trata de un método que no se utiliza en la práctica, pero que puede aparecer cuando se efectúa el reglaje de un equipo de soldadura. 57

71 El arco suele comportarse de esta forma cuando hay valores grandes de tensión y bajos de intensidad, o también cuando se utiliza polaridad directa o negativa Transferencia por spray En este caso la transferencia se realiza en forma de gotas muy finas que se depositan sobre el metal base de forma ininterrumpida, similar a una pulverización por espray, de ahí que se conozca también este método por Arco spray. Se caracteriza por un cono de proyección muy luminoso y por un zumbido característico. Para que un arco se comporte de esta manera, es necesario que: Se utilice polaridad inversa o positiva. El gas de protección sea Ar o mezcla de Ar con algo de O 2 o de Ar con CO 2. Exista una tensión de arco relativamente elevada y una densidad de corriente también elevada. El efecto de la utilización de la polaridad positiva se traduce en una enérgica acción limpiadora sobre el baño de fusión, que resulta particularmente útil en la soldadura de metales que producen óxidos pesados y difíciles de reducir, como el Aluminio o el Magnesio. La penetración que se consigue es buena, por lo que se recomienda para soldar piezas de grueso espesor. Como inconveniente, cabe destacar que el baño de fusión resulta relativamente grande y fluido, por lo que no se controla con facilidad en posiciones difíciles. Características: Gran penetración Desprendimiento del metal de aporte y gran velocidad Gotas muy finas en dirección del alambre. zona de fusión amplia y luminoso 58

72 Las condiciones de trabajo para operar con un arco del tipo de spray son las siguientes: Conectar el alambre-electrodo al polo positivo (+) Utilizar gas argón o mezclas de argón y oxigeno Emplear mayor densidad de corriente. En el soldeo con transferencia por spray y empleando gas activo CO 2 se requieren unos amperajes de trabajo superiores a los 200 Amperes, y una tensión de arco superior a los 25V, Figura Figura Soldadura por spray La transferencia por spray se emplea para recargues (revestimientos) y todas las soldaduras en posición horizontal, ya que se puede usar un alambre de mayor diámetro. Los parámetros utilizados en esta clase de transferencia son los siguientes: Tensión = V Intensidad = Amperes Con fuentes de poder (maquinas) de una constitución física mas sofisticada, se logra la transferencia del metal por arco spray pulsado, Figura

73 Figura Técnica de pulverización de soldadura por arco pulsado La transferencia por arco spray pulsado, es una variación de la transferencia del arco spray. La corriente es variada entre un valor alto (pico) y un bajo (de fondo o soporte). El valor bajo esta abajo de la corriente de transición mientras que el nivel alto esta dentro de la zona del arco spray. El metal es transferido durante el periodo alto (pico), Figura La corriente inferior hace posible soldar material. La soldadura fuera de posición también es posible y el valor de la corriente alta (pico) permite el uso de alambre de mayor diámetro. Figura Forma del arco spray en la soldadura MIG. 60

74 Transferencia por arco pulsado En este tipo de transferencia, se combina la superposición de dos corrientes, una ininterrumpida y de débil intensidad (llamada de base) cuyo objetivo es proporcionar al hilo la energía calorífica para mantener el arco encendido y otra constituida por una sucesión de pulsaciones a una determinada frecuencia. Cada pulsación eleva la intensidad a un valor suficiente que hace fundir una gota del mismo diámetro que el diámetro del hilo que se está utilizando. Esta gota se desprende antes de que el extremo del hilo llegue a hacer contacto con el metal base, como consecuencia de las fuerzas internas que actúan. De esta manera se elimina en su totalidad las proyecciones, tan características de otros tipos de transferencia. Además, se consigue una gran penetración debido a la elevada intensidad durante la pulsación, y sin embargo, la energía media empleada es inferior que utilizando MIG/MAG convencional, lo que repercute en una menor deformación de la pieza Mezclas de gases para proceso MIG El aire en la zona de soldadura es desplazado por el gas protector, con el fin de evitar contaminación. Como ejemplo: el nitrógeno en el acero reduce la ductilidad y resistencia al impacto, ya que causa en la soldadura fisuras y porosidad. Exceso de oxigeno en el acero, se combina con el carbono para formar monóxido de carbono (CO), este gas causa inclusiones al combinarse con otros elementos en el acero y a la vez porosidades. Para evitar estos problemas asociados con la contaminación de la zona de fusión; tres gases principales se usan para proteger el proceso MIG, estos son: Argón (Ar); Helio (He) y Dióxido de carbono (CO 2 ), Figura Los gases empleados en este método de soldeo influyen considerablemente en los siguientes puntos: - El calor aportado por el arco. - En la transferencia del metal y en la cantidad de proyecciones. - En la penetración del metal aportado. - En la velocidad de soldeo. - En las irregularidades o perfecciones del cordón. 61

75 Figura Gases empleados en soldadura MIG Observando el diagrama, se nota fácilmente que trabajando con una misma intensidad de corriente, de todos los gases, el helio es el que origina mayor tensión en el arco, tabla 2.1. Tabla 2.1. Tipos de gases utilizados para la soldadura MIG GASES - ARGON - HELIO - HELIO + ARGON (80% + 20%) HASTA (50% + 50%) APLICACIONES - ALUMINIO Y MAGNESIO - ALUMINIO, MAGNESIO Y COBRE - ALUMINIO, MAGNESIO Y ALEACIONES DE COBRE - ARGON + 1% A 2% DE CO 2 - ACEROS INOXIDABLES Y ACEROS ALEADOS - ARGON + 3% A 5% DE CO 2 - ACEROS INOXIDABLES, ACEROS ALEADOS Y ACEROS AL CARBONO. - ARGON + 20% A 30% DE CO 2 - ACEROS, PARA OBTENER TRANSFERENCIA POR CORTO CIRCUITO - ARGON + 5% A 15% DE CO 2 - ACEROS AL CARBONO - CO 2 - ACEROS AL CARBONO Y DÉBILMENTE ALEADOS - CO 2 + 3% A 10% DE O 2 - EL MISMO CAMPO DE APLICACIÓN QUE EL CO 2 62

76 2.5. Electrodo (Microalambre) Electrodo para aceros de alta resistencia a la oxidación y la corrosión. Es un electrodo de fácil aplicación con fácil encendido y reencendido de arco para aplicaciones en todas posiciones, suelda con corriente directa con polaridad invertida (C. D. P. I.), electrodo al positivo (+) y con corriente alterna (CA). Posee núcleo de acero inoxidable tipo 310 para soldar o revestir piezas que vayan a estar sometidas a desgaste o corrosión producidos por altas temperaturas, este producto sirve también para todas aquellas piezas de acero inoxidable cuyo análisis o tipo no pueda ser reconocido satisfactoriamente, Tabla 2.2: Tabla 2.2. Alambres de acero inoxidable para el proceso MIG UTP AWS DIN A 6820 LC MIG ER 308 L SG X 5 Cr Ni 19 9 A 6820 MoLC MIG ER 316 L SG X 2 CrNiMo A 68 H MIG ER 310 SG X 12 Cr Ni A 6824 MIG ER 309 SG X 12 Cr Ni Características sobresalientes Aleación especial tipo acero inoxidable 310 mejorado de muy fácil aplicación. Este electrodo por sus cordones de buen aspecto casi no requiere trabajo de acabado, ni limpieza posterior, ya que su escoria no se desprende con mucha facilidad después de soldar dejando un depósito de apariencia fina sin salpicaduras. El electrodo tiene gran resistencia a la corrosión a alta temperatura (hasta 1200 C) Usos y aplicaciones generales Este electrodo sirve también para todas aquellas piezas de acero inoxidable cuyo análisis o tipo no puedan ser reconocidos satisfactoriamente. Se puede aplicar en 63

77 aceros al carbono, cuando se desee proteger su superficie de los efectos de la corrosión por calor, tubos radiantes de hornos, crisoles de tratamientos térmicos, reactores de plantas químicas y petroquímicas, partes de hornos de precalentamiento de lingotes y específicamente cuando se requiere un depósito altamente austenítico Efectos de la soldadura En la soldadura, el metal el metal fundido se solidifica en cuestión de segundos. La cantidad de metal rara vez excede de una pulgada cubica. La fuente de calor y el pocillo del metal fundido tiene una temperatura considerablemente mas elevada que en los hornos de fundición. Como resultado del enfriamiento rápido del pocillo de soldadura, las reacciones químicas que se inician en el metal fundido y en la escoria no tiene tiempo para completarse. La solidificación del metal fundido en el pocillo de soldadura se ilustra en forma de diagrama en la Figura Al avanzar la formación del cordón, la temperatura del pocillo de soldadura desciende debido a la abstracción del calor hacia el metal base y a la radiación hacia la atmosfera del ambiente y el metal se solidifica. Figura Solidificación progresiva del metal fundido en un pocillo de soldadura: a) curva de enfriamiento con expresión de las diferentes estructuras; b) vista isotérmica del pocillo de soldadura y líneas isotermas en torno al pocillo 64

78 Características térmicas de la soldadura Hay tres formas básicas de cambios dimensionales, que pueden resultar en los metales, debido a calentamientos y enfriamientos en las piezas soldadas. El cambio de dimensión térmica mas frecuentemente encontrado en la expansión térmica, el cual esta expresado como el coeficiente de dilatación térmica. Este coeficiente de dilatación lineal es la relación entre el cambio de longitud de un material, ocasionado por calentamiento en una unidad de temperatura y su longitud original. Otra forma de cambio dimensional es el volumen de expansión el cual es dado por el funcionamiento del metal que expande cuando es calentado o contraído cuando enfría. El cambio de volumen es usualmente desde 3-6% en la mayoría de los metales. En otro cambio de dimensión ocurre como resultado de una transformación de fase. Hay que recordar que los átomos forman un arreglo geométrico, que algunas veces, existe un mismo arreglo a diferentes temperaturas si la transformación de fase ocurre en un metal o aleación, un cambio de volumen estará asociado con el, porque el empaquetamiento de átomos en diferentes arreglos, generalmente, produce diferentes densidades. Cuando una barra de acero, se calienta en el centro, Figura 2.18 el calentamiento actúa empezando a realizar una fase en el metal, de tal manera que la parte calentada por si misma deforma y resulta la sección mostrada en la Figura 2.18 c y d. cuando el calentamiento es eliminado, la parte caliente empieza a contraerse. Durante el enfriamiento, algo del flujo de calor dentro de la región previamente enfriada es templada y enfriada. Ahora como la proporción caliente expandida existe al enfriar, es contraída reinvirtiendo la dirección de las fuerzas de deformación, las cuales a lo largo de la longitud de la cima de la barra a lo mas corto y a las esquinas de la barra, llevan a una elevación cóncava en la barra como la mostrada en la Figura 2.18 d y e. esto implica que algunos residuos del calentamiento han quedado después de que el enfriamiento se ha dado. Para hacer énfasis en los esfuerzos creados por la soldadura, debido a un calentamiento y enfriamiento en la misma (los 65

79 cuales son las causas de distorsión y fracturas en la soldadura); los factores que afectan las tensiones y distorsiones residuales son: Coeficiente de expansión: Si dos metales son calentados o enfriados sobre el mismo rango de temperatura, el de mayor coeficiente de expansión, tendrá mayores contracciones que el otro con menor coeficiente de expansión. Punto de fusión: El material con coeficiente de fusión más alto, se deformara más, porque el gradiente de temperatura es más grande. Cambios de fase: Si los materiales experimentan transformaciones, volumen y cambios dimensionales, serán consideradas como cambios de distorsión. Figura Barras de acero calentadas en el centro 66

80 2.7. Características estructurales de la unión soldada Los aspectos metalúrgicos que tienen lugar en la zona de soldadura son los siguientes: 1. El metal base se funde parcialmente cerca de la región de soldadura debido a la alta temperatura. 2. El metal se calienta hasta una temperatura elevada y se forman granos bastos. 3. Al alejarse de la unión soldada disminuye la temperatura y la magnitud de sobrecalentamiento y por lo tanto también el tamaño del grano. 4. Se crea una zona de recristalizacion cuyas alteraciones estructurales varían generalmente dependiendo del contenido de carbono y de los elementos aleantes en los aceros. 5. Por lo tanto, se crean tres regiones estructurales diferentes, las cuales son: Metal base: Es la estructura original del metal que no ha sido afectada por el calor de la soldadura. Metal de aporte: Es aquella parte de una soldadura que ha sido fundida y solidificada durante la operación de soldadura, esta compuesta de metal base fundido y de metal de aporte (electrodo). Zona afectada por el calor: es aquella zona de metal base adyacente al metal de aporte, la cual ha sido calentada durante la soldadura a una temperatura alta, experimentando algún cambio significativo. En la Figura 2.19 se muestran las diferentes regiones mencionadas: 67

81 Figura Regiones (estructuras) presentes en una unión soldada 6. Las condiciones encontradas en la soldadura, están relacionadas a los cambios de temperatura y solidificación, suministrando cambios internos que resultan en esfuerzos y deformaciones, Figura 2.20 y Dispersa 2. Angular 3. Panal de miel 4. Porosidad dispersa 5. Lineal 6. Poro grande Figura Zonas de unión por soldadura en muestras en V 68

82 Figura Cordón de soldadura en el metal soldado 2.8. SOLDABILIDAD DE LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENITICOS La alta templabilidad de estas aleaciones hace que se produzca Martensita tanto en el cordón de soldadura como en la zona afectada por el calor (ZAC) adyacente, Figura La estructura Martensítica, cuya dureza aumenta con el contenido de carbono tiene una tendencia a la fisuración muy importante durante la soldadura. Esto puede ser revertido parcialmente con el precalentamiento de la soldadura. Es práctica común precalentar como mínimo a 200 C, se suele realizar un tratamiento térmico post soldadura de revenido a temperaturas del orden de 600 a 750 C. Estos aceros tienen también tres problemas asociados a las altas temperaturas ya sea de servicio o durante la fabricación (soldadura); ellos son: Sensitización Ataque de la línea de cuchillo (knife line attack kla ) Fisuración en caliente Diagrama de Schaeffler Formación de fase sigma 69

83 Figura Zona afectada por el calor ZAC Sensitización (corrosión intergranular CIG) En el rango 420 C a 850 C el cromo y el carbono disueltos en el fierro de estos aceros se combina y precipita en el borde de grano como carburo de cromo. La disminución de cromo de la solución sólida en las adyacentes del borde deja poco cromo para formar la película protectora de óxido de cromo. Esta situación deja al acero inoxidable vulnerable a ciertos medios y se le denomina Sensitización. La corrosión resultante es intergranular como consecuencia de la precipitación de los carburos de cromo y en este orden cronológico. La soldadura de estos aceros produce áreas adyacentes al cordón que alcanzan las temperaturas antedichas, debido a ello estos aceros se sensitizan en dos bandas paralelas al cordón de soldadura levemente alejadas de este, Figura

84 Figura Diferencia en la distribución de cromo de una microestructura sensitizada y no sensitizada. Ya que el carbono es el ingrediente esencial en la formación de carburo de cromo y la posterior Sensitización, un remedio es la disminución del carbono disponible para la formación de carburo de cromo. Esto se pude hacer de varias formas: 1) La disminución del contenido de carbono, es la relación tiempo-temperatura, causa Sensitización para varios contenidos de carbono de acuerdo al Strauss test, Figura Para práctica normales de soldadura un máximo de 0.03% de carbono (grado L) es considerado suficientemente bajo para prevenir Sensitización. Para electrodos revestidos se permite un máximo de 0.04% de carbono. Si el contenido de carbono es 0.02 o menor, la precipitación de carburos no ocurrirá excepto después de 10 horas. Si la técnica de soldadura utilizada asegura un enfriamiento rápido, no habrá tiempo suficiente para la formación de carburos y la Sensitización del acero no ocurrirá. 71

85 Figura Relación Tiempo-Temperatura para producir susceptibilidad a la corrosión intergranular en un acero 304 con varios contenidos de carbono. 2) Un segundo método para evitar la precipitación de carburos de cromo consiste en realizar un calentamiento de redisolución de los carburos a una temperatura de 1050 C para luego y desde esa temperatura realizar un temple de retención de fase evitando que precipiten los carburos. Este tipo de solución es válida para partes que no deban calentarse en servicio en el rango de temperaturas donde se produce Sensitización (420 C a 850 C). Este tipo de solución en general no se aplica a partes soldadas ya que las mismas suelen ser voluminosas (tanques) y de relativamente poco espesor lo que las hace difícil de templar, además los calentamientos a estas temperaturas altas podrían deformar el equipo. 3) Otro método para eliminar el problema del carbono en el metal base es especificar aceros inoxidables que contengan Titanio o Niobio (Columbio). Ambos aleantes tienen una gran afinidad con el carbono y formarán carburos preferencialmente con ellos dejando al cromo en solución. A los aceros inoxidables de este tipo se los denomina Estabilizados al Titanio (tipo 321, donde %Ti = 4x%C) o al Niobio (tipo 347 donde %Nb = 10x%C, 1% máx) según sea el aleante utilizado. 72

86 Ataque de la línea de cuchillo (knife line attack KLA ) Cuando un acero estabilizado se suelda, especialmente con SMAW (electrodo revestido), una muy fina (solo de algunos granos de ancho) y muy cercana capa de material base adyacente al cordón de soldadura se calienta a temperaturas superiores a 1050 C (en realidad debido a las grandes velocidades de calentamiento y a la propia inercia de la redisolución es necesario calentamientos un poco superiores a 1230 C, para redisolver los carburos de Niobio con la consiguiente disolución de todos los carburos, una vez que el electrodo avanza esa zona se enfría demasiado rápidamente en el rango de formación de carburo de titanio o niobio impidiendo su precipitación. Esto ocurre especialmente en chapas de poco espesor. Esta zona, luego queda sensitizada con las pasadas consecutivas, algún eventual tratamiento térmico o en servicio, ya que llega a la temperatura de precipitación del carburo de cromo teniendo todo el carbono disponible y precipitando carburo de cromo. Esta fina capa y una vez en servicio se corroe dejando a ambos lados del cordón y mucho más cerca de este, que el caso de corrosión intergranular convencional, una fina ranura corroída que por su parecido al corte que dejaría un cuchillo llamado Knife Line Attack (KLA). El KLA puede evitarse simplemente calentando a la zona afectada a una temperatura superior a 815 C a partir de la cual los carburos de cromo comienzan a redisolverse e inferior a 1050 C donde la redisolución es completa, y luego enfriar lentamente. En general el tratamiento térmico post soldadura (TTPS) es localizado y se realiza a unos 900 C, máxima temperatura que se puede alcanzar con los calefactores eléctricos normalmente utilizados en TTPS Fisuración en caliente y la influencia de la ferrita Bajo condiciones de alta restricción a la contracción, algo frecuente en cuando juntas soldadas de aceros inoxidables suelen aparecer pequeñas fisuras distribuidas al azar cuando el material se encuentra a alta temperaturas (1000 C). A menudo estas fisuras no son visibles pero un ensayo de plegado de cara las pone en evidencia como rupturas del material no mayores a tres milímetros de longitud, son 73

87 llamadas microfisuras. El por qué algunas soldaduras exhiben esta tendencia a la fisuración en caliente. Se comprobó que sí pequeñas (2 a 3%) cantidades de ferrita, solución sólida de carbono en hierro alfa (BCC), acompañada a la predominante austenita se aumentaba la posibilidad de producir soldaduras sanas, sin fisuración en caliente. La presencia de pequeñas cantidades de ferrita provee un número de remedios: a). Se incrementa la cantidad de borde de grano disponible reduciendo de esta manera la concentración de impurezas que quedan segregadas en el borde de grano. b). La ferrita disuelve más fácilmente que la austenita elementos alfágenos como fósforo, azufre y silicio, reduciendo de esta manera la influencia de estas impurezas que se agregan en el borde de grano austenítico. Cuando en el rango de temperaturas la austenita, más resistente se está construyendo, la ferrita más dúctil compensa la contracción deformándose plásticamente y evitando la fisuración en caliente de naturaleza intergranular Diagrama de Schaeffler. El diagrama de Schaeffler muestra claramente el dominio de las fases ferrítica, martensiticas y austenítica propias de los aceros inoxidables cuando son enfriados a las velocidades de soldadura. Además, en distintos colores, muestra las zonas de fragilizacion en frío debido a la presencia de martensita (rojo), la zona de fragilidad en caliente originada por la presencia de austenita (verde), la zona de fragilidad por presencia de fase sigma (azul) y la zona de crecimiento de grano ferrítico (fucsia), Figura

88 Figura Diagrama de Schaeffler Cuando es necesario soldar aceros inoxidables, dos son las condiciones necesarias: 1). Que la composición química de la soldadura sea similar a la del material base con el objeto de resistir a la corrosión. 2). Que la estructura tenga las características mecánicas apropiadas. La condición segunda depende en que el punto del diagrama se ubique el metal de soldadura que es una mezcla de los materiales base que no olvidemos pueden ser distintos (soldadura disimiles) y del material de aporte. Para la determinación de este punto se procede de la siguiente manera: a). Se determinan el equivalente en cromo y el equivalente en níquel a partir de la composición química y los coeficientes de equivalencia para cada uno de los materiales base y se les posiciona en el diagrama. Por ejemplo puntos 1 y 2 si vamos a soldar un acero Martensitico (1) con un austenítico (2). 75

89 b). Estos dos puntos se unen con una recta y si los dos materiales base participan en la misma proporción (igual espesor, igual bisel y arco simétricamente orientado) el punto medio de la recta representará a la mezcla de los dos materiales base (punto 3). c). Ahora bien, si tenemos en cuenta el agregado del material de aporte, este también tendrá asociado un punto del diagrama (punto 4). d). Si unimos el punto medio de la recta (punto 3) de los materiales base con el punto que representa el material de aporte (punto 4) podemos suponer sin equivocarnos que el punto representativo de la mezcla final de los tres materiales deberá estar sobre esta recta, más lejos o más cerca del material de aporte en función de la proporción del material de aporte con respecto al material base fundido que le entreguemos, lo que a su vez es función del proceso de soldadura y sus parámetros (intensidad de corriente, longitud de arco, etc.). En general, para un proceso de soldadura con electrodo revestido (SMAW) se acostumbra a dividir esta última recta en 10 partes y posicionar el punto final para un 80% de material de aporte y un 20% de materiales base (punto 5). Las propiedades mecánicas del metal de soldadura dependerán de la posición dentro del diagrama de Schaeffler del punto 5. Este punto deberá evitar cualquiera de las cuatro zonas coloreadas, como se observa en el diagrama de Schaeffler, Figura La zona más apreciada es la austenita con un 5% y un 10% de ferrita. Mediante el uso de este diagrama de fases, los fabricantes de materiales de aporte para soldadura balancean los elementos de aleación con los materiales base del mercado, producir depósitos austeníticos con contenidos de ferrita entre 5% y 10%. En el eje vertical, llamado equivalente en níquel están los elementos de aleación Gammagenos, carbono, níquel y manganeso. 76

90 En el eje horizontal se muestra el equivalente en cromo donde están los elementos alfágenos (cromo, molibdeno, silicio y niobio o columbio) cada uno con el factor correspondiente. Ya que la ferrita es magnética y la austenita no, la cantidad de ferrita es una soldadura, puede verificarse midiendo su atracción magnética, la que es directamente proporcional a la cantidad presente. Los instrumentos disponibles para esta medición. Uno, el Severn Gauge que compara densidades y de esta manera aísla las cantidades de ferrita. Otro es el Magna Gauge que mide la tensión requerida por un resorte para separar a un imán de la soldadura. La fuerza necesaria es relacionada con el porcentaje de ferrita. Este equipo es más exacto pero está limitado como instrumento de laboratorio, mientras que el Severn Gauge se puede aplicar en fábrica y obra. En estos casos es preferible utilizar una revisión del diagrama Schaeffler, llamado diagrama de DeLong, Figura 2.26, a la hora de tener en cuenta la influencia del Nitrógeno de igual poder que el carbono. La ferrita se distribuye uniformemente en la matriz austenítica, la medición por medios magnéticos de la misma corresponde a un área y es el promedio de la misma. Por esta razón, es incorrecto referirse en términos de porcentaje. Convencionalmente se acordó denominarla en términos de Número de Ferrita o FN. Estos números se mantienen igual desde 0 a 8 pero se les denomina número y no porcentaje. Por encima de 8 lo NF se hacen mayores que los porcentajes del diagrama de Schaeffler. 77

91 Figura Diagrama de De Long Formación de fase sigma Una pequeña cantidad de ferrita (d), evita la fisuración en caliente, mejora además la resistencia mecánica y algunas veces la resistencia a la corrosión. La cantidad de ferrita (d) no conviene que sea mayor que 12 a 15% debido a que ella, como se observa en el diagrama Fe-Cr, se transforma en fase sigma, aumentando los riesgos de fisuración como así también disminuyendo la resistencia a la corrosión. Si la parte a ser fabricada es destinada a un servicio entre 550 a 950 C, o si tiene especificado un tratamiento térmico post soldadura, puede formarse fase sigma reduciendo la ductilidad. La composición de la fase sigma es de aproximadamente 45% Cr-55%Fe. A 730 C se forma rápidamente, pero a más bajas temperaturas los tiempos se incrementan. 78

92 Los aceros inoxidables austeníticos tienen un elevado coeficiente de expansión térmica y una baja conductividad térmica respecto a los aceros ferriticos, con lo que se produce al soldarlos mayor tensión residual, acumulación de calor en las zonas de uniones soldadas y mayor deformación de las piezas. Esto es de importante consideración a la hora de diseñar una correcta secuencia de soldadura con la que se debe pretender disminuir al mínimo estos efectos que, de lo contrario, podrían resultar perjudiciales o representar graves contratiempos. En cuanto a los problemas posibles relacionados con efectos de precipitación y segregaciones químicas producidas durante la soldadura, estos pueden minimizarse con el control de la metalurgia del metal base, la práctica de la soldadura y la selección de los consumibles adecuados. Los principales precipitados que aparecen en la soldadura de inoxidables austeníticos son: ferrita-δ, fase σ, y carburos M 23 C 6 y M 6 C. La fase σ se usa para describir una gama de precipitados ricos en cromo y molibdeno, que pueden precipitar directamente en el depósito de soldadura, pero que se forman preferencialmente desde la ferrita-δ en los aceros que contienen molibdeno. Esta ferrita-δ se transforma a fases intermetálicas, como σ y χ a temperaturas entre 500 y 850ºC para la fase σ y de 650 a 950ºC para la fase χ. La proporción de precipitación de estas fases aumenta con el contenido de cromo y molibdeno, y reducen considerablemente la tenacidad, ductilidad y resistencia a corrosión de estos aceros. Por este motivo, el consumible del tipo AWS 316 se formula con mayor contenido de cromo y menor de molibdeno respecto del material base, con el objeto de minimizar la aparición de fase σ. La precipitación de carburos del tipo M 23 C 6 y M 6 C no suele ser un problema en el depósito de soldadura, debido a que los consumibles tienen, por lo general, un bajo contenido de carbono, o bien están estabilizados en los grados AISI 321 y 347; pero en cambio, esta precipitación produce un fenómeno bien conocido de corrosión en la Zona Afectada Térmicamente (ZAT) por la soldadura. 79

93 Lógicamente, cuanto más aporte térmico produzca el procedimiento escogido y cuanto mayor contenido en carbono tenga el metal base, más apreciable será este fenómeno. A veces, estos defectos de precipitación pueden no afectar sensiblemente las propiedades mecánicas del material soldado, aunque si se dieran en gran extensión, dependiendo de las condiciones de servicio del material (temperatura y medio), hay probabilidades de fallos catastróficos del mismo. Además, si este defecto se diera en pequeña extensión, pero de forma apreciable, puede verse afectada la resistencia a la corrosión del material, ya que cada defecto os un posible foco de iniciación de picaduras u otros tipos de corrosión. Otro problema asociado a la soldadura de aceros inoxidables totalmente austeníticos son las segregaciones químicas de bajo punto de fusión en borde de grano, y mayoritariamente en el centro de los cordones pueden crear una pérdida de ductilidad del material en esas áreas, que se traduce en fisuración "en caliente", sobre todo en los aceros totalmente austeníticos (como es el caso del AISI 310). Para evitar este fenómeno, los consumibles de soldadura están calculados con composición química tal que el depósito contenga un cierto porcentaje de fase ferrita-δ, que proporciona mayor resistencia mecánica y evita este tipo de fisuración "en caliente". En los casos en que se requiera una mayor proporción de esta fase, es esencial cuidar el aporte de nitrógeno en los procesos de arco eléctrico abierto, pues éste es un elemento estabilizador de la fase austenítica Selección de electrodos para acero inoxidable (Diagrama de Schaeffler) El Diagrama de Schaeffler se usa principalmente para predecir la estructura del metal de soldadura obtenido en la unión de aceros inoxidables disímiles, o de aceros inoxidables con aceros al carbono, con o sin aleación. Para su empleo se parte del cromo y el níquel equivalente del material base y electrodos. Estos se calculan a partir de las fórmulas dadas a continuación, para luego graficarlas en la Figura 2.27 y

94 Cromo equivalente: % Cr + % Mo + 1,5 x % Si + 0,5 x % Nb Níquel equivalente: % Ni + 30 x % C + 0,5 x % Mn Cuando se trata de unir materiales de la misma composición química, el punto correspondiente al metal depositado se encontrará entre la recta trazada por los puntos correspondientes al metal base y al electrodo. Su ubicación específica dependerá del grado de dilución con que se trabaje. En el proceso arco manual el valor típico es de 30%. En el caso de materiales disímiles se grafican los puntos correspondientes al cromo y níquel equivalentes de ambos materiales base. Se obtiene el punto medio de la recta trazada entre ambos puntos (siempre y cuando los materiales participen en la misma proporción). Después se une este punto con el punto correspondiente al electrodo. La composición del material depositado se encontrará dentro de esta recta y dependerá del porcentaje de dilución (30% para arco manual). Figura Diagrama de Schaeffler 81

95 Figura El diagrama de Schaeffler 1949, nos muestra una descripción cuantitativa sobre todo en el contenido de ferrita. Fuente: D.L Olson. El diagrama de Schaeffler muestra claramente el dominio de las fases Ferrítica, Martensítica y Austenítica propias de los Aceros Inoxidables cuando son enfriados a las velocidades de soldadura. Además, en distintos colores, muestra las zonas de fragilizacion en frío debido a la presencia de Martensita (Rojo), la zona de Fragilidad en caliente originada por la presencia de Austenita (verde), la zona de Fragilidad por presencia de fase Sigma (Azul) y la zona de Crecimiento de grano Ferrítico. Cuando es necesario soldar aceros inoxidables, dos son las condiciones necesarias: 1). Que la composición química de la soldadura sea similar a la del material base con el objeto de resistir a la corrosión. 2). Que la estructura tenga las características mecánicas apropiadas. La condición segunda depende de en qué punto del diagrama se ubique el metal de soldadura que es una mezcla de los materiales base que no olvidemos pueden ser distintos (soldaduras disímiles) y del material de aporte. 82

96 Para la determinación de este punto se procede de la siguiente manera: Se determinan el equivalente en Cr y el equivalente en Ni a partir de la composición química y los coeficientes de equivalencia de la tabla XX para cada uno de los materiales base y se los posiciona en el diagrama. Por ejemplo puntos 1 y 2 si vamos a soldar un acero Martensitico (1) con un Austenítico (2). Estos dos puntos se unen con una recta, y si los dos materiales base participan en la misma proporción (igual espesor, igual bisel y arco simétricamente orientado) el punto medio de la recta representará a la mezcla de los dos materiales base. Punto 3. Ahora bien, si tenemos en cuenta el agregado del material de aporte, este también tendrá asociado un punto del diagrama. Punto 4. Si unimos el punto medio de la recta (Punto 3) de los materiales base con el punto que representa el material de aporte (Punto 4) podemos suponer sin equivocarnos que el punto representativo de la mezcla final de los tres materiales deberá estar sobre esta recta, más lejos o más cerca del material de aporte en función de la proporción de material de aporte con respecto al material base fundido que le entreguemos, lo que a su vez es función del proceso de soldadura y sus pará metros (intensidad de corriente, longitud de arco, etc.). En general, para un proceso de soldadura con electrodo revestido (SMAW) se acostumbra a dividir esta última recta en 10 partes y posicionar el punto final para un 80% de material de aporte y un 20% de materiales base. (Punto 5). Las propiedades mecánicas del metal de soldadura dependerán de la posición dentro del diagrama de Schaeffler del Punto 5. Este punto deberá evitar cualquiera de las cuatro zonas coloreadas, como se observa del diagrama de Schaeffler. En realidad la zona del mismo con estructuras tenaces es relativamente pequeña, pero si deseamos un metal de soldadura tenaz debemos elegir cuidadosamente al 83

97 material de aporte para que balanceado con los materiales base se sitúe indefectiblemente en dicha zona. La zona más apreciada como ya vimos anteriormente es la de Austenita con entre un 5% y un 10% de Ferrita. Mediante el uso de este diagrama de fases, los fabricantes de materiales de aporte para soldadura balancean los elementos de aleación para, con los materiales base del mercado, producir depósitos Austeníticos con contenidos de Ferrita de entre 5 y 10 %. En el eje vertical, llamado Equivalente en Níquel están los elementos de aleación Gammagenos, carbono, níquel y manganeso. Ya que su influencia no es igual están afectados por un factor. En el eje horizontal se muestra el Equivalente en Cromo donde están los elementos Alfágenos Cromo, molibdeno, Silicio y Niobio (llamado Columbio en EEUU) cada uno con el factor correspondiente. Cromo equivalente: %Cr + %Mo + 1,5x % Si + 0,5x % Nb Níquel Equivalente: % Ni + 30x % C** + 0,5x % Mn 84

98 CAPITULO III METODOLOGÍA EXPERIMENTAL 3.1. Introducción En la fabricación de productos y componentes los fabricantes emplean la soldadura como el principal método de unión. Sin embargo, los diseñadores deben reconocer que cualquier material, incluido los aceros austeníticos, al estar expuestos al calor, durante la soldadura, sufre ciertos cambios microestructurales. Estos cambios afectan su microestructura y, por lo tanto, sus propiedades mecánicas. En la parte experimental de esta tesis, se determinará metalográficamente los cambios en la microestructura provocados por la soldadura del acero inoxidable austenítico 310 (HK40). El estudio se realizó sobre varias probetas soldadas del acero, estas probetas se fabricaron mediante la unión de dos planchas a bisel soldadas con el proceso de MIG y un microalambre similar al metal base. Posteriormente, las probetas fueron preparadas metalográficamente con la finalidad de revelar su microestructura. Los agentes químicos empleados en el ataque variaron de acuerdo a la microestructura que se deseaba revelar (austenita, ferrita delta, forma de grano, carburos). Después de esta preparación, se procedió a determinar metalográficamente los cambios microestructurales más representativas de las probetas ACI 310 para luego comparar, las zonas a evaluar fueron: Metal base, zona de fusión, zona afectada térmicamente. También, se realizaron ensayos de tensión, así como también ensayos de microdureza en las zonas donde se presentaron cambios microestructurales, especialmente en la zona afectada térmicamente. 85

99 3.2. Características de los materiales Metal base. Se empleó un acero austenítico 310 conocido también como HK40, con las siguientes características: Material: Metal base. Forma del producto: Tubo de acero inoxidable fabricado por fundición Espesor: 1 pulgada. Diámetro exterior: 4 pulgadas Se cortaron muestras del tubo de acero y se les maquinó para dejarlas planas, se les hizo un bisel con una fresadora a un ángulo de 60, esto es, a cada una de las muestras, de tal forma que cuando se encuentren de frente formen un doble bisel en forma de V en el cual será aplicada la soldadura MIG. Figura 3.1. Figura 3.1. Muestra de un tubo de acero HK-40 fundido Los aceros inoxidables se caracterizan por su tenacidad, alta resistencia al calor y resistencia a la corrosión, además de ser un acero más fácil de soldar del grupo de los inoxidables. En cuanto a sus características específicas, el 310 es la primera opción para una buena resistencia a la corrosión por ser la aleación base de los aceros de la serie

100 La muestra utilizada del acero HK40, es una tubería de acero fundido, utilizado para el transporte de hidrocarburos, el cual se clasifica como un acero inoxidable de alta temperatura por su contenido de cromo y níquel como elementos principales de aleación y cuya composición química se muestra en la tabla 3.1: Tabla 3.1. Composición Química del acero HK40 ELEMENTO C Mn Si Mo Cr Ni P S % El material que se emplea para la investigación es el estudio de la aplicación de una soldadura a un acero HK40 fundido por medio de un proceso de soldadura MIG, en la cual posiblemente podría tener cambios estructurales y de resistencia, en la cual pueden precipitarse carburos de cromo por el efecto del calor, y de igual manera una mala unión de este acero, debido a la mala aplicación de la soldadura y mala selección de amperaje y el microalambre (electrodo) o el gas utilizado no adecuado. De la Figura 3.1, se cortaron cuatro piezas del tubo, con dimensiones de aproximadamente 35 mm x 15 mm, las cuales fueron maquinadas con una fresa vertical, y se le maquino un bisel en forma de V, con un ángulo de 60º, esto es a cada una de las muestras, cuando se encuentren de frente formen un doble bisel en forma de V en el cual será aplicada la soldadura MIG, Figura 3.2. Figura 3.2. Junta en "V" para chapas y placas 87

101 Aplicación de la soldadura MIG Metal de aporte. En la fabricación de las probetas soldadas se emplearon electrodos de acero inoxidable revestidos para cada acero austenítico. Para el metal de aporte seleccionado, como regla general, se decidió por uno que tenga una composición similar. En la tabla 3.2, se especifica la composición química del microalambre (AWS 5.18 ER 70S-6) utilizado en el proceso de soldadura MIG, que fue proporcionado por el fabricante. Tabla 3.2. Composición química del microalambre ELEMENTO Si Mg Cr Mo Cu Ni Cd % A continuación se mostrarán algunas de las características mecánicas del microalambre que se utilizó en esta investigación para el llenado del bisel, Tabla 3.3. Tabla 3.3. Características de microalambres Medidas disponibles Amperaje recomendado Resistencia a la tensión Elongación en 2 pulg (%) 2.4 x 305 mm (3/32 x 12 ) 3.2 x 356 mm (1/8 x 14 ) MPa 80,000 psi 30 88

102 Parámetros de operación. El depósito de la soldadura MIG, se realizó con las siguientes condiciones de trabajo: Diámetro de microalambre 0.08 pulg Intensidad (I) 170Amp. Mezcla del gas 80%CO %Argón Presión del gas 140 kg/cm Equipos utilizados El equipo de soldadura utilizado está compuesto por la máquina que suministra la corriente de soldadura. Para este estudio se utilizó una máquina de corriente continua, marca Miller, se empleó corriente continua y polaridad inversa, nunca corriente alterna, con las siguientes especificaciones: ; KW. 10.5; Amp %. Esta especificación da a conocer el rango de intensidad de corriente de la máquina, así como su ciclo de trabajo, el cual está en función del amperaje utilizado. Además, se utilizó una antorcha con gas protector, una mordaza de masa, guantes y careta para protección del soldador. El tipo de corriente eléctrica, para la soldadura MIG siempre habrá que emplear la corriente continua. No se recomienda emplear la polaridad directa, debido a que origina un arco estable que favorece el rechazo de la gota fundida. Las fuentes de corrientes que se empleen deben presentar una característica estática ligeramente descendente. En estos equipos el voltaje (V) que se establece en el arco es prácticamente constante, gracias al proceso de autorregulación que van equipados. Esto supone que la velocidad de alimentación del hilo, que es un parámetro a regular, será proporcional a la intensidad de corriente que se precisa para fundirlo, de manera que la distancia electrodo pieza se mantenga constante y así también el voltaje aplicado. En la siguiente figura 3.3, se muestra un esquema de la soldadura MIG. 89

103 1). Caudalímetro 2). Antorcha o pistola de soldadura 3). Regulador de presión 4). Cilindro de gas protector 5). Manguera de suministro de gas 6). Electrodo (hilo) 7). Fuente de energía 8). Amperímetro: nos permite medir la intensidad de la corriente 9). Voltímetro: la escala es graduada en voltios 10). Cable de potencia 11). Cable de retorno 12). Pinza de masa 13). Alimentador del alambre consumible Figura 3.3. Partes principales del proceso de soldadura MIG La figura 3.4, muestra la aplicación de la soldadura a las muestras preparadas con bisel del acero inoxidable

104 Figura 3.4. Aplicación de soldadura MIG Después de ser soldadas las muestras, fueron maquinadas con una fresadora vertical mostrada en la Figura 3.5, fueron preparadas las muestras en probetas de tensión según la norma ASTM-A 370, para la realización del ensayo de tensión, después de ser soldadas, Figura 3.6. Figura 3.5. Maquina fresadora recta 91

105 50.8 mm mm Mm mm 43.0 mm Figura 3.6. Probetas de tensión después del proceso de soldadura 3.4. Ensayos realizados a las probetas soldadas Ensayo de tensión. El ensayo de tensión se utiliza para evaluar varias propiedades mecánicas de los materiales que son importantes en el diseño, dentro de las cuales se destaca la resistencia, en particular, de metales y aleaciones. En este ensayo la muestra se deforma usualmente hasta la fractura incrementando gradualmente una tensión que se aplica uniaxialmente a lo largo del eje longitudinal de la muestra. Las muestras normalmente tienen sección transversal circular, aunque también se usan especímenes rectangulares, Figura 3.6. Figura 3.7. Ensayo tensión deformación 92

106 Durante la tensión, la deformación se concentra en la región central más estrecha, la cual tiene una sección transversal uniforme a lo largo de su longitud. La muestra se sostiene por sus extremos en la máquina por medio de soportes o mordazas que a su vez someten la muestra a tensión a una velocidad constante. La máquina al mismo tiempo mide la carga aplicada instantáneamente y la elongación resultante (usando un extensómetro). Un ensayo de tensión normalmente dura pocos minutos y es un ensayo destructivo, ya que la muestra es deformada permanentemente y usualmente fracturada Ensayo metalográfico Se tomaron muestras transversales de las probetas soldadas. Posteriormente, fueron preparadas mediante desbastes por medio de lijas de distinto tamaño número 100, 220, 320, 400, 600 y Posteriormente se pulieron con alúmina de 1.0 micras y 0.5 micras. Las muestras preparadas fueron atacadas por un reactivo determinado dependiendo de la fase a revelar. Aunque los aceros austeníticos son razonablemente fáciles de pulir, el ataque de la microestructura es un paso un poco complejo. Debido a la resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables, generalmente se utilizan soluciones base sulfúrica, nítrica o clorhídrica. Además de la complejidad de la microestructura de esta aleación, se debe tener especial cuidado en la selección del reactivo atacante y sobre todo del tiempo adecuado para atacar la fase que se desea revelar. Terminado el ataque de las superficies, se procedió a observarlas en el microscopio con la finalidad de reconocer las fases presentes. En la tabla 3.4 se presentan los reactivos utilizados, para revelar las distintas microestructuras, así como sus características y condiciones de uso recomendados. 93

107 Tabla 3.4. Reactivos utilizados para revelar la microestructura. Fuente: ASM AGENTE FÓRMULA CARACTERÍSTICAS Y CONDICIONES DE USO FASE REVELADA Murakami 10 g K 3 Fe(CN) 6 10 g KOH 100 ml H 2 O. A temperatura ambiente, en 60 segundos revela carburos. No ataca fase austenítica Carburos Villela 1 g de ácido pícrico 5 ml HCl 100 ml de etanol A temperatura ambiente, en 1 min. delinea fases secundarias (carburos, ferrita delta). Carburos, delinea ferrita delta. Ataque electrolítico 10 g de ácido oxálico y 100 ml H 2 O Ataque electrolítico, 6V. DC, 25 mm. Distancia desde el electrodo. Electrodo de platino s. carburos, s. Delinea los granos Carburos, límites de granos. Gliceregia 10 ml HNO 3 10ml ácido acético 15 ml HCL 2 gotas de glicerina Revela los límites de grano. Delinea fases secundarias. 45 s. delinea ferrita delta y color oscuro en min. Límites de grano y ferrita delta Ensayo de dureza. El ensayo de dureza mide la resistencia de la superficie de un material a la penetración de un objeto duro. Dureza es un término que no se define con precisión. Dependiendo del contexto, puede representar resistencia al rayado o a la penetración y una cualitativa de la resistencia del material. La dureza de un material es importante para el ingeniero, de muy diversas formas; además es fácilmente medible y a menudo se encuentra relacionada con la resistencia mecánica del material. 94

108 Dureza Vickers El ensayo por el método Vickers se deriva directamente del ensayo Brinell y fue introducido en 1925, empleándose actualmente mucho sobre todo en los laboratorios y en particular para piezas delgadas y templadas con espesores mínimos hasta de 0.2 mm., Figura 3.7. Figura 3.8. Representación esquemática de la huella y punta piramidal Vickers. En el método Vickers se utiliza como cuerpo penetrante una punta piramidal de base cuadrada y ángulo en el vértice, entre caras, de 136, con presión obligada de 20 segundos. Este ángulo se eligió para que la bola de Brinell queda circunscrita al cono de borde de las huellas; cuyo diámetro, como se sabe, se procura que sea aproximadamente igual a D. La determinación de la dureza Vickers se hace en función de la diagonal de la huella o, más exactamente, a la medida de las dos diagonales medidas con un microscopio en milésimas de centímetro. Si P es la carga aplicada, y S la superficie de la huella, la dureza Vickers será: P H S 95